WO2009101896A1 - アルミニウム合金積層板 - Google Patents

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Katsushi Matsumoto
Eiichi Tamura
Masao Kinefuchi
Toshiki Ueda
Fumihiro Koshigoe
Shimpei Kimura
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Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
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Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy laminate (hereinafter also referred to as aluminum) for an aluminum alloy heat exchanger, and particularly to an aluminum alloy laminate excellent in fatigue characteristics.
  • a laminated plate in which at least a core material aluminum alloy plate and an aluminum alloy sacrificial anticorrosive material are clad, and a heat exchanger material used for a heat exchanger by brazing is an aluminum alloy laminated plate, brazing equivalent It is also called an aluminum alloy laminate before heating, or simply a material laminate.
  • at least a core material aluminum alloy plate and an aluminum alloy sacrificial anticorrosive material are clad and a heat treatment equivalent to brazing is applied to an aluminum alloy laminated plate after brazing equivalent heating, or simply after brazing equivalent heating. It is also called a laminated board.
  • an aluminum alloy sacrificial anticorrosive material (plate) is provided on one surface of the aluminum alloy core material, and an aluminum alloy brazing material ( Plate).
  • FIG. 4 shows an example of an aluminum alloy automotive heat exchanger (radiator).
  • the radiator 100 generally has a plurality of flat tubular aluminum alloy radiator tubes 111 integrally formed with aluminum alloy heat radiation fins 112 processed into a corrugated shape. Yes. Both ends of the tube 111 are configured to open into spaces formed by a header 113 and a tank (not shown).
  • the refrigerant having a high temperature passes from the space of one tank through the inside of the tube 111 to the space on the other tank side, and heat exchange is performed at the portions of the tube 111 and the radiation fins 112 so that the temperature becomes low. Recirculate the refrigerant again.
  • the aluminum alloy material tube 111 is composed of an aluminum alloy brazing sheet 101.
  • FIG. 5 shows a cross section of the brazing sheet 101 made of aluminum alloy.
  • a brazing sheet 101 is formed by laminating (cladding) an aluminum alloy sacrificial anode material (also referred to as a skin material) 103 on one side surface of an aluminum alloy core material 102, and an aluminum alloy material on the other side surface of the core material 102.
  • a brazing material 104 is laminated (clad).
  • the clad sheet made of aluminum alloy it is configured as a laminated plate in which only one aluminum alloy sacrificial anticorrosive material 103 is clad on one surface.
  • Such an aluminum alloy brazing sheet 101 is formed into a flat tubular shape by a forming roll or the like, and brazing sheet 101 itself is brazed by electric welding or brazing heating, and a fluid passage like a tube 111 in FIG. Is formed.
  • the main component of the coolant (coolant) of the radiator is a water-soluble medium, and a coolant appropriately containing a commercially available rust preventive is used.
  • a refrigerant when such a refrigerant is used, there is a problem that the aluminum alloy material such as the sacrificial material or the core material is easily corroded by the acid generated when the rust preventive agent or the like deteriorates with time. For this reason, it is essential to use an aluminum alloy material having high corrosion resistance against a water-soluble medium.
  • the aluminum alloy core material 102 used for the laminated sheet of the brazing sheet or the clad sheet is specified in JISH4000 from the viewpoint of corrosion resistance and strength, for example, Al-0.15 mass% Cu-1.1 mass%.
  • An Al—Mn-based (3000-based) alloy such as 3003 having a composition such as Mn is used.
  • the skin material 103 that is constantly in contact with the refrigerant has an Al—Zn system such as 7072 made of Al-1 mass% Zn for the purpose of corrosion protection and high strength by Mg diffusion to the core material 102, or Al—Zn—Mg (7000 series) alloy is used.
  • an Al—Si-based (4000-based) alloy such as 4045 made of a composition such as Al-10 mass% Si having a low melting point is used.
  • the radiator 100 is integrally assembled by brazing using a tube 111 formed using such a brazing sheet 101, a radiating fin 112 subjected to corrugation, and other members.
  • the brazing method include a flux brazing method and a nocolok brazing method using a non-corrosive flux, and brazing by heating to a high temperature of about 600 ° C.
  • the above-described liquid refrigerant having a high temperature to a low temperature and a high pressure to a normal pressure always flows and circulates. That is, since the tube 111 is repeatedly subjected to stress over a long period of time, such as fluctuations in internal pressure and vibrations of the automobile itself, fatigue characteristics that can withstand these are required. If fatigue characteristics are low and fatigue failure occurs, fatigue failure occurs and propagates as cracks in the tube 111, and if the tube 111 passes through, it causes liquid leakage from the radiator. For this reason, improvement of the fatigue characteristics of the radiator tube is an important issue.
  • the core material in the brazing sheet made of an aluminum alloy is an aluminum alloy containing Cu, Ti, Mn and regulating Si, Fe, and Mg, and the average grain size L in the rolling direction in the longitudinal section of the core material.
  • the corrosion resistance of the welded portion of the tube is improved by setting the thickness to 150 to 200 ⁇ m, and the fatigue fracture resistance due to repeated bending of the tube, that is, the vibration fatigue resistance property under the vibration of the automobile is being improved.
  • the corrosion resistance of the sacrificial anticorrosive material is improved by setting the average crystal grain size in the thickness direction on the sacrificial anticorrosive material side to be less than the thickness of the sacrificial anticorrosive material, and fatigue breakage due to repeated bending of the tube and repeated internal pressure loads. Is trying to improve the properties, i.e. fatigue properties.
  • Patent Document 4 in a heat exchanger using a three-layer aluminum alloy brazing sheet clad with an aluminum alloy core material containing Cu, an aluminum alloy brazing material, and an aluminum alloy sacrificial material containing Zn and Mg, It has been proposed to distribute specific Al-Cu-Mg-Zn-based precipitates at the core material side interface near the interface between the core material and the sacrificial material of the brazing sheet after application. This is intended to improve fatigue fracture property, that is, fatigue characteristics due to repeated internal pressure load, by increasing the strength of the interface portion on the core material side by age hardening with Al—Cu—Mg—Zn based precipitates.
  • Patent Document 5 an Al—Mn alloy core material, a skin material such as an Al—Zn alloy alloy clad on one side surface of this core material, and an Al—Si alloy alloy alloy clad on the other side surface of this core material are disclosed.
  • the texture of the aluminum alloy brazing sheet composed of the material is defined by the X-ray diffraction intensity ratio.
  • the plastic deformation of the direction parallel to the rolling direction of a brazing sheet is easy to generate
  • these conventional automobile radiator tubes are relatively thick.
  • the thickness (total thickness) of the brazing sheet that is the subject of fatigue resistance evaluation in each of the patent documents 0.4 mm in Patent Document 1, 0.25 mm in Patent Document 2, and Patent Document 4 and 5 is 0.20 mm, and the plate thickness is 0.20 mm or more.
  • the weight reduction of the radiator is also demanded by the weight reduction of the automobile for improving the fuel consumption related to the global environmental problem. For this reason, further reduction in the thickness of the radiator tube, that is, the brazing sheet made of aluminum alloy, has been studied.
  • the rigidity of the tube itself is relatively high.
  • the thickness of the radiator tube mainly a laminated plate such as a brazing sheet
  • the rigidity of the tube itself is lowered.
  • the pressure of the refrigerant used is often set higher than before.
  • an object of the present invention is to provide an aluminum alloy laminated plate that can be thinned and has excellent fatigue characteristics, such as an aluminum alloy brazing sheet for a radiator tube of a heat exchanger. is there.
  • an aluminum alloy laminate according to the first invention of the present application is an aluminum alloy laminate that is clad at least with a core aluminum alloy plate and an aluminum alloy sacrificial anticorrosive and is used in a heat exchanger by brazing.
  • the core material aluminum alloy plate has Si: 0.2 to 1.5% by mass, Cu: 0.2 to 1.2% by mass, Mn: 0.2 to 1.4% by mass, Ti: 0 0.03 to 0.3% by mass and Fe: 1.0% by mass or less, and the balance is an aluminum alloy composition composed of Al and unavoidable impurities.
  • an aluminum alloy laminated plate according to the second invention of the present application is an aluminum alloy laminated plate in which at least a core aluminum alloy plate and an aluminum alloy sacrificial anticorrosive material are clad and used as a heat exchanger by brazing.
  • the core aluminum alloy plate is, by mass%, Si: 0.2 to 1.5 mass%, Cu: 0.05 to 1.2 mass%, Mn: 0.3 to 1.8 mass %, Ti: 0.03 to 0.3% by mass, Fe: 1.0% by mass or less, with the balance being an aluminum alloy composition consisting of Al and inevitable impurities.
  • the average number density of the mean value precipitates in the range of 0.1 ⁇ 0.5 [mu] m of the center of gravity diameter observed by 50000 times TEM on the rolling plane thickness center of the plate was 150 / [mu] m 3 or less And having a weave.
  • an aluminum alloy laminated plate according to the third invention of the present application is clad with at least a core aluminum alloy plate and an aluminum alloy sacrificial anticorrosive, and the core aluminum alloy plate is made of Si: 0.2-1 0.5% by mass, Cu: 0.2-1.2% by mass, Mn: 0.2-1.4% by mass, Ti: 0.03-0.3% by mass, and Fe: 1.
  • an aluminum alloy laminated plate according to the fourth invention of the present application is clad with at least a core aluminum alloy plate and an aluminum alloy sacrificial anticorrosive, and the core aluminum alloy plate is Si: 0.2. -1.5 mass%, Cu: 0.05-1.2 mass%, Mn: 0.3-1.8 mass%, Ti: 0.03-0.3 mass%, and Fe:
  • the average grain size is 200 ⁇ m or less, and the average value of the center-of-gravity diameter observed by a 50,000-times TEM at the center of the rolled face plate thickness of this core aluminum alloy plate is 0.00. Characterized in that it has a has an average number density of the precipitates in the range of ⁇ 0.5 [mu] m and 80 / [mu] m 3 or less tissue
  • the core material aluminum alloy plate in the laminated plates according to the first to fourth inventions of the present application further has the following configuration.
  • the thickness of the laminated plates according to the first to fourth inventions of the present application is a thin wall having a thickness of less than 0.3 mm.
  • the present inventors have sought a mechanism of fatigue failure in fatigue characteristics when the thickness of the laminate is reduced.
  • the mechanism of fatigue failure is when crack generation is dominant over the propagation (speed) of cracks (cracks, cracks) due to fatigue failure, and when cracks are propagated rather than cracks (cracks, cracks) due to fatigue failure Sometimes (speed) is dominant.
  • speed is dominant.
  • the present inventors have found that metallurgically effective means for improving fatigue characteristics are different for these two mechanisms of fatigue fracture.
  • the ease of crack occurrence depends on the aluminum alloy core material of the laminate constituting the heat exchanger. It is greatly influenced by the structure of the plate, that is, the average crystal grain size and the average number density of relatively coarse dispersed particles.
  • the first and third inventions of the present application improve the fatigue characteristics in the case where the generation of cracks is more dominant than the propagation (speed) of cracks due to fatigue fracture. Therefore, as described above, the structure of the core material aluminum alloy plate in the laminated plate before brazing equivalent heating as the heat exchanger material before constituting the heat exchanger, or the core material aluminum in the laminated plate after brazing equivalent heating With respect to the structure of the alloy plate, the formation of cracks is suppressed by controlling the average crystal grain size and the average number density of relatively coarse dispersed particles.
  • the second and fourth inventions of the present application improve the fatigue characteristics when the propagation (rate) of fatigue fracture is more dominant than the occurrence of cracks due to fatigue fracture. Therefore, as described above, the structure of the core material aluminum alloy plate in the laminated plate before brazing equivalent heating as the heat exchanger material before constituting the heat exchanger, or the core material aluminum in the laminated plate after brazing equivalent heating By controlling the average crystal grain size and the average number density of relatively fine precipitates in the structure of the alloy plate, the propagation (speed) of fatigue fracture is suppressed.
  • the average crystal grain size of the core aluminum alloy plate is refined and the average number density of relatively coarse dispersed particles is regulated to suppress the occurrence of fatigue fracture itself.
  • the fatigue life (fatigue characteristics) of the laminate is improved when crack generation is more dominant than propagation (speed) of cracks due to fatigue failure.
  • the average crystal grain size of the core aluminum alloy plate is refined, and the average number density of fine precipitates is regulated to suppress the propagation of fatigue fracture.
  • the fatigue life (fatigue characteristics) of the laminate is improved when the propagation of fatigue failure is more dominant than the occurrence of cracks due to fatigue failure.
  • the dispersed particles referred to in the present invention are alloy elements such as Si, Cu, Mn, and Ti, intermetallic compounds of contained elements such as Fe and Mg, or intermetallic compounds of these elements and Al. It is a general term for intermetallic compounds that can be distinguished from the size by structure observation regardless of the composition.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view of an aluminum alloy laminated plate for a heat exchanger according to the present invention
  • FIG. 2 is a cross-sectional view of a main part of a radiator using the laminated plate (aluminum alloy tube for heat exchanger) of FIG. 1 and 2 are the same as those shown in FIGS. 4 and 5 described above.
  • the laminated board of the present invention is first manufactured as an aluminum alloy laminated board 1 shown in FIG. 1 before being assembled into a heat exchanger.
  • an aluminum alloy sacrificial anticorrosive material (plate) 3 is provided on one surface of the core material aluminum alloy plate 2
  • an aluminum alloy brazing material (plate) 4 is provided on the other surface. Constructed as a clad brazing sheet.
  • the core material aluminum alloy plate 2 is made of a JIS 3000 series aluminum alloy having a characteristic structure and composition described later. Further, on the inner side of the core material 2, the side that is always in contact with the refrigerant (upper side in FIG. 1), as a sacrificial anticorrosive material (sacrificial material, lining material, skin material) 3 described later, for example, Al—Zn An aluminum alloy having a composition such as JIS7000 series is clad. Furthermore, an aluminum alloy brazing material 4 such as a JIS4000 series having an Al—Si composition is clad on the outer side of the core material 2 (lower side in FIG. 1).
  • the laminated plate of the present invention such as a brazing sheet is a three-layer rolled clad material (plate) centering on the core material aluminum alloy plate 2 as described above.
  • the thickness of the core aluminum alloy plate is less than 0.25 mm, for example, 0.16 to 0.24 mm
  • the thickness of both the brazing material and the sacrificial anticorrosive material is usually about 20 to 30 ⁇ m.
  • the coverage varies depending on the thickness of the heat exchanger member used (specification of application), and is not limited to these values.
  • the thickness of the laminated plate 1 such as a brazing sheet (mainly the thickness of the core aluminum alloy plate) is important in reducing the weight of the heat exchanger as described above. Therefore, the thickness of the laminated plate is less than 0.3 mm, preferably about 0.16 to 0.29 mm, and the thickness of the core is less than 0.25 mm, preferably about 0.16 to 0.24 mm. .
  • brazing sheets are hot-rolled with a sacrificial anticorrosive material (plate) or brazing material (plate) superimposed on one side of a homogenized heat-treated core aluminum alloy plate (ingot), then cold-rolled, intermediate Annealing and cold rolling are sequentially performed to produce a sheet such as H14 tempered material.
  • the homogenization heat treatment may be performed before hot rolling.
  • the aluminum alloy laminated plate 1 such as a brazing sheet is bent in the width direction with a forming roll or the like, and formed into a flat tube so that the skin material 3 is disposed on the inner surface of the tube, and then flat tube is formed by electro-sealing welding or the like. Form a tube.
  • a flat tubular tube (laminated member) 11 in which a fluid passage is formed is shown in FIG.
  • such a flat tubular tube (laminated member) 11 is integrally formed with other members such as the radiating fins 12 subjected to corrugation and the header 13 by brazing. It is manufactured (assembled) as a heat exchanger. A portion where the tube (laminated member) 11 and the heat radiation fin 12 are integrated is also referred to as a core of the heat exchanger.
  • Brazing is performed by heating to a high temperature of 585 to 620 ° C., preferably 590 to 600 ° C., which is equal to or higher than the solidus temperature of the brazing material 4. If this heating temperature exceeds 620 ° C. and is too high, excessive melting, erosion, etc. will occur.
  • a flux brazing method, a noclock brazing method using a non-corrosive flux, etc. are generally used.
  • both ends of the flat tube (laminated member) 11 are respectively opened in spaces formed by a header 13 and a tank (not shown). Then, the high-temperature refrigerant is sent from the space on one tank side through the flat tube 11 to the space on the other tank side, heat is exchanged between the tube 11 and the fins 12, and the low-temperature refrigerant is circulated again.
  • the core aluminum alloy plate in the laminated plates according to the first and third inventions of the present application will be described.
  • the core aluminum alloy plate in the laminated plate before brazing equivalent heating (heat history) or the laminated plate after brazing equivalent heating has a 3000 series aluminum alloy composition.
  • rolling in the longitudinal section of the core material aluminum alloy sheet in the rolling direction is performed. Specifies the average grain size in the direction (only the laminated plate after brazing equivalent heating) and the average number density of dispersed particles of 1 ⁇ m or more (laminated plate before brazing equivalent heating and laminated plate after brazing equivalent heating) Is specified.
  • the average crystal grain size of the core aluminum alloy plate is coarsened in the laminated plate after brazing equivalent heating or the material laminated plate before assembly (thermal history), fatigue due to cracking due to fatigue failure is dominant. Fatigue fracture resistance to is reduced. Therefore, the average crystal grain size in the rolling direction in the longitudinal section in the rolling direction of the core aluminum alloy plate in the laminated plate after brazing equivalent heating is refined to 200 ⁇ m or less, preferably 150 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of the core material aluminum alloy plate of the material laminated plate is 200 ⁇ m or less, preferably 150 ⁇ m or less. It is necessary to prepare in advance. However, even if the average grain size of the core aluminum alloy plate of the material laminate is specified, the laminate after heating equivalent to brazing will have an average grain size depending on the heating conditions such as brazing treatment when manufacturing the heat exchanger. Changes (coarse). For this reason, even if the average crystal grain size of the core aluminum alloy plate is defined at the stage of the material laminate, depending on the heating conditions, there is a possibility that the above-mentioned regulation may be coarsened. Not specified.
  • the crystal grain size is a crystal grain of the rolling direction in the longitudinal section (cross section of the board cut
  • This crystal grain size is 50 times optical after pre-processing the longitudinal section in the rolling direction of the core material aluminum alloy plate (collected sample) in the material laminated plate or the laminated plate after brazing equivalent heating by mechanical polishing and electrolytic etching. Observe using a microscope. At this time, a straight line is drawn in the rolling direction, and the section length of each crystal grain located on this straight line is measured by a cutting method (line intercept method) in which each crystal grain size is measured. This measurement is performed at 10 arbitrary locations, and the average crystal grain size is calculated.
  • one measurement line length is 0.5 mm or more, and three measurement lines per one visual field are assumed, and five visual fields are observed per one measurement point. Then, the average crystal grain size measured sequentially for each measurement line is sequentially averaged per field of view (3 measurement lines), 5 fields of view per 1 measurement location, 10 measurement locations, and the average crystal grain size of the present invention.
  • the average number density of dispersed particles of 1 ⁇ m or more is regulated so as not to increase more than necessary.
  • the average number density of the dispersed particles is regulated so as not to increase more than necessary.
  • the average number density of the dispersed particles of the core aluminum alloy sheet of the laminated sheet after brazing equivalent heating exceeds 6000 particles / mm 2 , fatigue fracture resistance against fatigue, where cracking due to fatigue fracture is dominant Decreases. Accordingly, the average number density of dispersed particles having an average value of the center-of-gravity diameter of 1 ⁇ m or more observed by the SEM of 500 times in the rolled surface surface layer portion of the core aluminum alloy plate of the laminated plate after brazing equivalent heating is 6000 pieces / It is regulated to 2 mm or less.
  • the average number density of the dispersed particles is preferably 4000 particles / mm 2 or less, more preferably 2000 particles / mm 2 or less.
  • the core material aluminum alloy plate at the material laminated plate stage before receiving the heating history during brazing The average number density of the above dispersed particles is defined.
  • the average number density of the dispersed particles described above of the core aluminum alloy plate at the raw material laminated plate stage is not set to 7000 / mm 2 or less, the number density of the dispersed particles is reduced by receiving a heating history during brazing, for example. Even if it decreases (decreases), the average number density of the above dispersed particles of the core aluminum alloy plate in the laminated plate after brazing equivalent heating cannot be guaranteed (secured). Therefore, the average number density of dispersed particles having an average value of the center of gravity diameter observed by SEM 500 times that of the core aluminum alloy plate at the raw material laminated plate stage is defined as 7000 particles / mm 2 or less.
  • the average number density of the dispersed particles is preferably 5000 / mm 2 or less, more preferably 3000 / mm 2 or less.
  • These dispersed particles are, as described above, an alloy element such as Si, Cu, Mn, and Ti, an intermetallic compound between elements contained such as Fe and Mg, or an intermetallic compound between these elements and Al.
  • the size and number density of the dispersed particles have a great influence on the fatigue fracture resistance in fatigue in which crack propagation (velocity) is dominant irrespective of the forming element (composition). Specify the number density.
  • the size and average number density of these dispersed particles were measured by observing 10 structures of the microstructure of the surface of the rolled surface of the core aluminum alloy plate with an SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 500 times, and analyzing the image. To do. Thereby, the average number density (particles / mm 2 ) of dispersed particles having an average value of each centroid diameter of 1 ⁇ m or more can be measured.
  • the control of the average number density of the dispersed particles is performed by not increasing the number density of the dispersed particles precipitated in the heating process of the soaking process more than necessary in the soaking process (homogenizing heat treatment).
  • the number density of precipitates of these sizes is equal.
  • the sacrificial anticorrosive material (plate) and brazing material may be used as the core material. It may not be possible in a state where (plates) are overlapped. In such a case, the above-described relatively high temperature soaking is performed only on the core aluminum alloy ingot, and then the relatively low temperature soaking or hot rolling is performed on the laminated laminate. It is preferable to perform a reheating treatment for the purpose.
  • the core aluminum alloy plate in the laminated plates according to the second and fourth inventions of the present application will be described.
  • the core material aluminum alloy plate in the laminated plate or the laminated plate after brazing equivalent heating (heat history) is made of a 3000 series aluminum alloy composition as in the first and third inventions of the present application.
  • the longitudinal section in the rolling direction of the core material aluminum alloy sheet The average crystal grain size in the rolling direction (specified only for the laminated plate after brazing equivalent heating) and the average value of the center-of-gravity diameter observed by a TEM of 50000 times at the center of the rolled face plate thickness of the core aluminum alloy plate is 0.
  • the average number density (laminated plate and laminated plate after brazing equivalent heating) of precipitates in the range of 1 to 0.5 ⁇ m.
  • Crystal grains in the second and fourth inventions of the present application are refined to 200 ⁇ m or less, preferably 150 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of the core material aluminum alloy plate of the material laminated plate is 200 ⁇ m or less, preferably 150 ⁇ m or less. It is necessary to prepare in advance.
  • the laminate after heating equivalent to brazing may have an average grain size depending on the heating conditions such as brazing treatment at the time of manufacturing the heat exchanger. The diameter changes (coarse). For this reason, even if the average crystal grain size of the core aluminum alloy plate is defined at the stage of the material laminate, depending on the heating conditions, there is a possibility that the above-mentioned regulation may be coarsened. Not specified.
  • the crystal grain size is a crystal grain of the rolling direction in the longitudinal section (cross section of the board cut
  • This crystal grain size is 50 times higher after the longitudinal section in the rolling direction of the core material aluminum alloy plate (collected sample) in the raw material laminated plate or the laminated plate after brazing equivalent heating is pretreated by mechanical polishing and electrolytic etching. Observe with an optical microscope. At this time, a straight line is drawn in the rolling direction, and a section length of each crystal grain positioned on the straight line is measured by a cutting method (line intercept method) in which each crystal grain size is measured. This is measured at 10 arbitrary locations, and the average crystal grain size is calculated.
  • the length of one measurement line is 0.5 mm or more, and three measurement lines per one visual field are used, and five visual fields are observed per one measurement point.
  • the average crystal grain size measured sequentially for each measurement line is averaged sequentially per field of view (3 measurement lines), 5 fields of view per 1 measurement location, 10 measurement locations, and the average crystal referred to in the present invention.
  • the particle size is averaged sequentially per field of view (3 measurement lines), 5 fields of view per 1 measurement location, 10 measurement locations, and the average crystal referred to in the present invention.
  • the core material aluminum alloy plate is assembled (incorporated) into a laminated plate after brazing equivalent heating, whether it is a brazing sheet, it is inevitably heated to a temperature around 600 ° C. during brazing. Even if such a heating history is received, the above-described chemical component composition defined in the present invention does not change.
  • the average number density of the above-mentioned precipitates in the range of 0.1 to 0.5 ⁇ m as defined in the present invention is the above-mentioned material in the laminated plate after the brazing equivalent heating due to solid solution or coarsening. It changes to fewer than the laminated board.
  • the core material aluminum in the material laminate and the laminate after heating corresponding to brazing is used.
  • the average number density of the above-described precipitates of the alloy plate is defined.
  • the average number density of the precipitates as a heat exchanger member that has received a heating history at a temperature in the vicinity of 600 ° C. during brazing is defined.
  • precipitates in which the average value of the center of gravity diameter observed by the 50,000-times TEM at the center of the rolled face plate thickness of the core aluminum alloy plate of the laminated plate after brazing equivalent heating is in the range of 0.1 to 0.5 ⁇ m
  • the average number density is set to 80 pieces / ⁇ m 3 or less.
  • the average number density of the precipitates having a size having an average value of the center of gravity diameter in the range of 0.2 to 0.5 ⁇ m is 70 / ⁇ m 3 or less.
  • the core material aluminum alloy plate at the material laminated plate stage before receiving the heating history during brazing The average number density of the above precipitates is defined.
  • the average value of the center-of-gravity diameter observed by the 50,000 times TEM at the center of the thickness of the rolled face plate of the core aluminum alloy plate at the material laminate stage is in the range of 0.1 to 0.5 ⁇ m.
  • the average number density of the precipitates is set to 150 pieces / ⁇ m 3 or less.
  • the average number density of the precipitates having a size with an average value of the center-of-gravity diameter in the range of 0.2 to 0.5 ⁇ m is 120 / ⁇ m 3 or less.
  • these precipitates are alloy elements such as Si, Cu, Mn, and Ti, or intermetallic compounds of elements contained such as Fe and Mg, and intermetallic compounds of these elements and Al.
  • the size and the average number density are defined as described above.
  • the precipitate is not dependent on the forming element (composition), and the size and average number density are determined by the crack propagation (velocity). This is because it greatly affects the fatigue fracture resistance in dominant fatigue.
  • the size and average number density of these precipitates are measured by observing the structure at the center of the rolled face plate thickness with 10 fields of view using a TEM (transmission electron microscope) with a magnification of 50000 times and analyzing the image. This makes it possible to measure the average number density (pieces / ⁇ m 3 ) of precipitates in which the average value of the centroid diameters is in the range of 0.1 to 0.5 ⁇ m.
  • Control of the average number density of these defined precipitates is performed by reducing the number density of precipitates crystallized in the casting process in soaking (homogenizing heat treatment).
  • the soaking temperature is controlled so that the soaking temperature is 500 ° C. or more, and The temperature is relatively high so that burning does not occur. If the soaking temperature is less than 500 ° C., the number density of precipitates crystallized in the casting process cannot be reduced.
  • the soaking process for the core aluminum alloy plate (ingot) is relatively high, depending on the melting point of the sacrificial anticorrosive material (plate) and brazing material (plate), the sacrificial anticorrosive material (plate) and brazing material may be used as the core material. It may not be possible in a state where (plates) are overlapped. In such a case, the above-described relatively high temperature soaking is performed only on the core aluminum alloy ingot, and then the relatively low temperature soaking or hot rolling is performed on the laminated laminate. It is preferable to perform a reheating treatment for the purpose.
  • the core material aluminum alloy plate 2 is made of a 3000 series aluminum alloy composition.
  • the core material aluminum alloy plate 2 is not only used as a heat exchanger member such as a tube material and a header material, but also to have a structure defined in the present invention, but in addition to that, formability, brazing property, weldability, strength, etc. Various properties such as corrosion resistance are required.
  • the core material aluminum alloy plate according to the present invention has Si: 0.2 to 1.5 mass%, Cu: 0.2 to 1.2 mass%, Mn: 0.2 to 1.4 mass%, Ti : 0.03 to 0.3% by mass, and Fe: 1.0% by mass or less, with the balance being aluminum alloy composition composed of Al and inevitable impurities.
  • the aluminum alloy plate is further one of Cr: 0.03-0.3% by mass, Zn: 0.2-1.0%, Zr: 0.03-0.3% by mass. Or it is preferable to contain 2 or more types. Moreover, it is preferable to contain Mg 0.5 mass% or less.
  • Element other than Fe, Mg and the above described elements is basically an impurity.
  • high-purity aluminum bullion but also 6000 series alloys, other aluminum alloy scrap materials, and low-purity aluminum bullion are used as melting materials. These elements are mixed. And reducing these elements below the detection limit, for example, increases the cost itself, and a certain amount of allowance is required. Therefore, the content in the range which does not inhibit the object and effect of the present invention is allowed.
  • elements other than the above, such as B may be contained if they are 0.05% or less.
  • Si 0.2 to 1.5% by mass Si forms an intermetallic compound with Fe, and increases the strength of the core material aluminum alloy plate.
  • the Si content needs to be 0.2% by mass or more.
  • the Si content is 1.5% by mass or less.
  • the Si content range is 0.2 to 1.5 mass%.
  • Cu 0.2 to 1.2% by mass Cu exists in the aluminum alloy plate in a solid solution state, and improves the strength of the core material aluminum alloy plate. For this reason, in order to ensure the required intensity
  • Mn 0.2 to 1.4% by mass
  • Mn is an element for improving the strength without distributing the intermetallic compounds such as dispersed particles in the aluminum alloy plate and reducing the corrosion resistance of the core aluminum alloy plate.
  • Mn also has the effect of making the crystal grain size finer and enhancing the resistance to vibration fatigue and the fatigue fracture resistance against fatigue where cracking due to fatigue fracture is dominant. For this reason, in order to ensure the required intensity
  • Mn content shall be 1.4 mass% or less. Therefore, the Mn content range is 0.2 to 1.4 mass%. Further, the content range of Mn is preferably 0.2% by mass or more and 1.0% by mass or less, more preferably 0.2% by mass or more and 0.6% by mass or less.
  • Ti 0.03 to 0.3% by mass
  • Ti has the function of forming a fine intermetallic compound in the aluminum alloy plate and improving the corrosion resistance of the core aluminum alloy plate. For this reason, in order to ensure the required corrosion resistance as the laminated board or the laminated board after brazing equivalent heating, the Ti content needs to be 0.03% or more. On the other hand, when there is too much Ti content, the moldability of an aluminum alloy laminated board will fall, and there exists a possibility that an aluminum alloy laminated board may be cracked at the time of processes, such as an assembly
  • Fe 1.0% by mass or less Fe is inevitably contained in the core aluminum alloy plate as long as scrap is used as the aluminum alloy melting raw material. As described above, Fe has an effect of forming an intermetallic compound with Si to increase the strength of the core aluminum alloy plate, to refine the crystal grain size, and to further improve the brazing property of the core. However, when there is too much content of Fe, the corrosion resistance of a core material aluminum alloy plate will fall remarkably. For this reason, Fe content is controlled to 1.0 mass% or less.
  • Mg 0.5% by mass or less Mg increases the strength of the core aluminum alloy plate.
  • the content of Mg is large, brazing performance is deteriorated in a Nocolok brazing method using a fluoride flux. For this reason, it is preferable to regulate the Mg content to 0.5% or less for a heat exchanger under brazing conditions in which the brazing property is lowered by Mg.
  • Cr 0.03-0.3 mass%
  • Zn 0.2-1.0 mass%
  • Zr 0.03-0.3 mass% Cr
  • Zn Zr
  • Zr 0.03 to 0.3 mass%
  • 1 Include seeds or two or more.
  • brazing alloy of the present invention As the brazing alloy 4 clad on the core aluminum alloy plate 2, a known brazing aluminum alloy such as a 4000 series Al—Si based brazing material such as JIS4043, 4045, and 4047, which has been conventionally used, can be used.
  • the brazing material alloy is configured as a brazing sheet in which an aluminum alloy sacrificial anticorrosive material (plate) 3 is clad on one surface and an aluminum alloy brazing material (plate) 4 is clad on the other surface.
  • the sacrificial anticorrosive material alloy 3 clad on the core aluminum alloy plate 2 is a known sacrificial anticorrosive material aluminum alloy containing Zn, such as a 7000 series aluminum alloy such as JIS7072 of Al-1 mass% Zn composition which has been widely used conventionally. Can be used.
  • a sacrificial anticorrosive material is indispensable for a heat exchanger for automobiles in which cooling water exists on the inner surface side of the tube. That is, the sacrificial anticorrosive material is indispensable for preventing corrosion and ensuring corrosion resistance on the inner surface of the tube where cooling water is present.
  • a laminate (brazing sheet) 1 having aluminum alloy core material 2 having the composition of A to R shown in Table 1 was prepared, and the structure of core material 2 was investigated. Further, the laminated plate 1 was heated and held at a temperature of 600 ° C. for 3 minutes, imitating brazing, and then cooled at an average cooling rate of 100 ° C./min. The structure of the core part of the later laminate was investigated. These results are shown in Table 2. In addition, the mechanical properties and fatigue properties of the laminate after the brazing equivalent heating were measured and evaluated. These results are shown in Table 3.
  • the production of the laminate is as follows.
  • An aluminum alloy core material ingot was manufactured by melting and casting the 3000 series aluminum alloy composition of compositions A to R shown in Table 1.
  • a JIS7072 aluminum alloy plate made of Al-1 mass% Zn composition is used as a sacrificial anticorrosive material on one side of the core ingot, and a JIS4045 aluminum alloy plate made of Al-10 mass% Si composition is used as a brazing material on the other surface.
  • Each was clad.
  • the clad plate was subjected to the soaking temperature in each example, and the number of dispersed particles was controlled by variously changing the time from the end of soaking until the start of hot rolling.
  • the clad plate was hot-rolled. Further, it was cold-rolled with appropriate intermediate annealing to obtain a laminated board (brazing sheet) of H14 tempered material.
  • the thickness of the core material aluminum alloy plate of the laminated plate is 0.18 mm.
  • the thicknesses of the brazing material and the sacrificial anticorrosive material respectively laminated on each surface of the core material were in the range of 20 to 30 ⁇ m.
  • n value is obtained by calculating the true stress and the true strain from the end point of the yield elongation, plotting it on a logarithmic scale with the abscissa as the strain and the ordinate as the stress, and measuring the gradient of the straight line represented by the measurement point.
  • the strain gauge cannot be applied directly to the fracture site, the strain gauge is affixed to two or three predetermined positions slightly apart from the fracture site, and the strain gauge for each test piece length.
  • the strain amount at the fracture site was estimated by interpolating the strain amount at the fracture site from the strain value, and the load stress, that is, the test piece set length was adjusted based on this.
  • the core material aluminum alloy sheet is manufactured within the composition range of the present invention and in the preferable soaking condition range.
  • the core material aluminum alloy plate of the laminated plate (brazing sheet) is an average of dispersed particles having an average value of the center-of-gravity diameter of 1 ⁇ m or more observed by SEM of 500 times on the rolled surface layer portion. It has a structure with a number density of 7000 / mm 2 or less. Therefore, even as a laminated plate (brazing sheet) after brazing equivalent heating, the core material aluminum alloy plate has an average crystal grain size in the rolling direction in a longitudinal section in the rolling direction of 200 ⁇ m or less, and a surface layer portion of the rolled surface.
  • the average number density of dispersed particles having an average value of the center-of-gravity diameter of 1 ⁇ m or more as observed by a 500-fold SEM is 6000 particles / mm 2 or less.
  • Invention Examples 1 to 13 have a predetermined strength and excellent properties such as drawing and n value, and the number of repetitions until the brazing equivalent material in the bending fatigue test is broken. Many have a long fatigue life. Therefore, from the results of surface observation in the vicinity of the fracture surface that the degree of occurrence of cracks is large, Invention Examples 1 to 13 are excellent in fatigue in which crack generation, which is the subject of the first invention and the third invention of the present application, is dominant. I understand.
  • the first invention and the third invention of the present application are problems. It can be seen that cracking is excellent in dominant fatigue.
  • Comparative Examples 14 and 15 the core material aluminum alloy plate was within the composition range of the present invention component (B), but Comparative Example 14 was too long to start hot rolling, and Comparative Example 15 was soaking. The temperature is too low. For this reason, as shown in Table 2, in the core material aluminum alloy plate of the laminated plate, the average number density of the precipitates exceeds 7000 pieces / mm 2 . Accordingly, each of the laminated plates after the heating also has an average number particle size of the core aluminum alloy plate of 150 ⁇ m or less, but the average number density of the dispersed particles exceeds 6000 / mm 2 .
  • Comparative Examples 14 and 15 have a predetermined strength, these characteristics are inferior, that the aperture is less than 85% and the n value is less than 0.32. For this reason, the number of repetitions until fracture of the brazing equivalent material in the bending fatigue test is small, and the fatigue life is short. Therefore, it can be seen from the observation result that the degree of occurrence of cracks on the surface near the fractured portion is large, Comparative Examples 14 and 15 are inferior to fatigue in which cracks are dominant.
  • Comparative Examples 16 to 20 have component compositions N, O, P, Q, and R (Table 1) where the core material aluminum alloy plate is out of the scope of the present invention. That is, the contents of Si, Cu, Mn, Ti, and Fe each exceed the upper limit and are too much. As a result, each of the laminated plates after heating has a small number of repetitions until the brazing equivalent material in the bending fatigue test is broken and has a short fatigue life.
  • a laminate (brazing sheet) 1 having an aluminum alloy core material 2 having a composition of a to r shown in Table 4 was prepared, and the structure of the core material 2 portion was examined. Further, the laminated plate 1 was heated and held at a temperature of 600 ° C. for 3 minutes, imitating brazing, and then cooled at an average cooling rate of 100 ° C./min. The structure of the core part of the later laminate was investigated. These results are shown in Table 5. In addition, the mechanical properties and fatigue properties of the laminate after the brazing equivalent heating were measured and evaluated. These results are shown in Table 6.
  • the production of the laminate was as follows.
  • An aluminum alloy core material ingot was manufactured by melting and casting a 3000 series aluminum alloy composition of a to r shown in Table 4. As shown in Table 5, only the core material ingot was subjected to various soaking temperatures to control the number density of precipitates (the soaking temperature shown in Table 5 is the soaking temperature only for the core material ingot). Then, a JIS7072 aluminum alloy plate made of Al-1 mass% Zn composition is used as a sacrificial anticorrosive material on one surface of the core ingot, and a JIS4045 aluminum alloy plate made of Al-10 mass% Si composition is brazed on the other surface. Each material was clad.
  • this clad plate was reheated in the range of 500 to 530 ° C. and hot-rolled. At this time, the time from the end of reheating to the start of hot rolling was constant at 30 minutes. Further, it was cold-rolled while appropriately performing intermediate annealing to obtain a laminated board (brazing sheet) as an H14 tempered material.
  • the thickness of the core material aluminum alloy plate of the laminated plate is 0.18 mm.
  • the thicknesses of the brazing material and the sacrificial anticorrosive material respectively laminated on each surface of the core material were in the range of 20 to 30 ⁇ m.
  • the thickness of the sample at the observation site was obtained using equal thickness interference fringes, and the number of precipitates per unit volume of the sample was measured.
  • the average crystal grain size of the core material aluminum alloy plate of the laminated plate before the brazing equivalent heating, which is the raw material is not shown in Table 5; It was substantially the same as the average crystal grain size of the core aluminum alloy plate in the laminated plate after brazing equivalent heating.
  • n value is calculated on the logarithmic scale with true stress and true strain calculated from the end point of yield elongation, with the horizontal axis being strain and the vertical axis being stress, and the true strain is in the range of 0.05 to 0.10.
  • the slope of the straight line represented by the measurement point is measured.
  • the test piece In the bending fatigue test, by moving the position of the knife edge, the test piece is subjected to plane bending so that the swing width is constant (5 mm in the vertical direction in FIG. 3) while changing the test piece set length. Repeatedly. At this time, in order to reproduce the fatigue in which crack generation is a major issue of the present invention, the length of the test piece set is set so that the additional bending stress is about 0.008 which is a relatively low amount of strain at the fracture portion. Adjusted. Under such conditions, the number of repetitions of plane bending until each test piece broke was determined. These results are shown in Table 6.
  • the strain gauge cannot be applied directly to the fracture site, the strain gauge is affixed to two or three predetermined positions slightly apart from the fracture site, and the strain gauge for each test piece length.
  • the strain amount at the fracture site was estimated by interpolating the strain amount at the fracture site from the strain value, and the load stress, that is, the test piece set length was adjusted based on this.
  • the core material aluminum alloy plate is produced within the composition range of the present invention component and in a preferable soaking condition range.
  • the average number density of precipitates having a size in the range of 0.1 to 0.5 ⁇ m is 150 / ⁇ m 3 or less.
  • the laminated board (brazing sheet) after brazing equivalent heating also has a structure in which the average number density of precipitates having a size in the range of 0.1 to 0.5 ⁇ m is 80 / ⁇ m 3 or less. .
  • Invention Examples 21 to 33 have excellent strength and characteristics such as drawing and n value, and the number of repetitions until the brazing equivalent material in the bending fatigue test is broken. Many have a long fatigue life. Therefore, from the observation results of the surface in the vicinity of the fracture surface that the degree of occurrence of cracks is small, Invention Examples 21 to 33 are excellent in fatigue with dominant crack propagation, which is the subject of the second and fourth inventions of the present application. I understand.
  • the core material aluminum alloy plate is within the composition range (B) of the present invention component, but the soaking temperature is too low.
  • Table 5 in the core material aluminum alloy plate of the laminated plate, the average number density of the precipitates exceeds 50 / ⁇ m 3 .
  • each of the laminated plates after the heating also has an average crystal grain size of the core material aluminum alloy plate of 200 ⁇ m or less, but the average number density of the precipitates exceeds 20 / ⁇ m 3 .
  • Comparative Examples 34 and 35 have a predetermined strength, the aperture is less than 85% and the n value is less than 0.32, and these characteristics are inferior. For this reason, the number of repetitions until fracture of the brazing equivalent material in the bending fatigue test is small, and the fatigue life is short. Therefore, from the observation result that the degree of occurrence of cracks on the surface near the fractured portion is small, it can be seen that Comparative Examples 34 and 35 are inferior to fatigue in which crack propagation is dominant.
  • Comparative Examples 36 to 40 have component compositions n, o, p, q, and r (Table 4) in which the core aluminum alloy plate departs from the scope of the present invention. That is, the contents of Si, Cu, Mn, Ti, and Fe each exceed the upper limit and are too much. As a result, each of the laminated plates after heating has a small number of repetitions until the brazing equivalent material in the bending fatigue test is broken and has a short fatigue life.
  • the present invention is suitable for use in aluminum alloy heat exchangers for automobiles and the like that are required to have excellent fatigue characteristics as well as thin radiator tubes.

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Abstract

　本発明は、薄肉化が可能でありかつ疲労特性に優れた、アルミニウム合金ラジエータチューブなどのろう付け相当加熱後の積層板や、アルミニウム合金ブレージングシートなどの積層板を提供する。本発明は、少なくとも心材アルミニウム合金板２とアルミニウム合金犠牲防食材３とをクラッドし、ろう付けあるいは溶接によって熱交換器とされるアルミニウム合金積層板あるいはろう付け相当加熱後の積層板である。本発明において、前記心材アルミニウム合金板２は３０００系の特定成分組成からなり、更に、この心材アルミニウム合金板２の特定サイズの分散粒子の平均数密度を規制することによって、亀裂発生が支配的な疲労特性を優れさせることができる。

Description

アルミニウム合金積層板
　本発明は、アルミニウム合金熱交換器用のアルミニウム合金積層板（以下、アルミニウムをＡｌとも言う）に関し、特に疲労特性に優れたアルミニウム合金積層板に関する。本発明では、少なくとも心材アルミニウム合金板とアルミニウム合金犠牲防食材とをクラッドした積層板であって、ろう付けによって熱交換器に使用される熱交換器用の素材を、アルミニウム合金積層板、ろう付け相当加熱前のアルミニウム合金積層板、または単に素材積層板とも言う。また、少なくとも心材アルミニウム合金板とアルミニウム合金犠牲防食材とをクラッドし、ろう付け相当の加熱処理が施された積層板を、ろう付け相当加熱後のアルミニウム合金積層板、また単にろう付け相当加熱後の積層板とも言う。
　自動車の車体軽量化のため、自動車の熱交部材にも、従来から使用されている銅合金材に代わってアルミニウム合金材を使用することが増加しつつある。そして、これら熱交部材用アルミニウム合金材は、多層化させた積層板（クラッド板、クラッド材とも言う）からなる耐食性アルミニウム合金材が用いられている。
　このような積層板は、ろう付けされて熱交換器として組み立てられる場合には、アルミニウム合金製心材の一方の面にアルミニウム合金犠牲防食材（板）と、他方の面にアルミニウム合金ろう付け材（板）とをクラッドしたブレージングシートとして構成される。
　図４に、アルミニウム合金製自動車用熱交換器（ラジエータ）の例を示す。図４のように、ラジエータ１００は、一般的には、複数本設けられた扁平管状のアルミニウム合金製ラジエータチューブ１１１の間に、コルゲート状に加工したアルミニウム合金製放熱フィン１１２を一体に形成している。このチューブ１１１の両端は、ヘッダ１１３とタンク（不図示）とで構成される空間にそれぞれ開口した構成となっている。かかる構成のラジエータ１００は、一方のタンクの空間からチューブ１１１内を通して高温になった冷媒を、他方のタンク側の空間に送り、チューブ１１１および放熱フィン１１２の部分で熱交換して、低温になった冷媒を再び循環させる。
　このアルミニウム合金材製チューブ１１１は、アルミニウム合金製ブレージングシート１０１から構成される。図５に、アルミニウム合金製ブレージングシート１０１の断面を示す。この図５において、ブレージングシート１０１は、アルミニウム合金製心材１０２の一側面に、アルミニウム合金製犠牲陽極材（皮材とも言う）１０３を積層（クラッド）し、心材１０２の他側面に、アルミニウム合金製ろう材１０４を積層（クラッド）している。なお、アルミニウム合金製クラッドシートの場合には、一方の面にアルミニウム合金犠牲防食材１０３のみをクラッドした積層板として構成される。
　このようなアルミニウム合金製ブレージングシート１０１は、成形ロールなどによって偏平管状に形成され、電縫溶接またはろう付け加熱することによってブレージングシート１０１自体がろう付けされ、図４のチューブ１１１のように流体通路が形成される。
　ラジエータの冷媒（クーラント）の主成分は水溶性媒体であり、これに市販の防錆剤などを適宜含んだ冷媒が使用されている。しかし、このような冷媒を使用する場合には、防錆剤などが経時劣化した場合に生成される酸により、前記犠牲材や心材などのアルミニウム合金材が腐食されやすくなるという問題がある。このため、水溶性媒体に対する高耐食性を有するアルミニウム合金材の使用が必須となる。
　したがって、ブレージングシートやクラッドシートの積層板に用いるアルミニウム合金製心材１０２には、耐食性と強度の観点から、ＪＩＳＨ４０００に規定されている、例えば、Ａｌ－０．１５質量％Ｃｕ－１．１質量％Ｍｎなどの組成からなる、３００３などのＡｌ－Ｍｎ系（３０００系）合金が用いられている。また、冷媒に常時触れている皮材１０３には、防食と心材１０２へのＭｇ拡散による高強度化を狙って、Ａｌ－１質量％Ｚｎの組成などからなる７０７２などのＡｌ－Ｚｎ系、または、Ａｌ－Ｚｎ－Ｍｇ系（７０００系）合金が用いられている。更に、ろう材１０４には、低融点であるＡｌ－１０質量％Ｓｉなどの組成からなる４０４５などのＡｌ－Ｓｉ系（４０００系）合金が用いられている。
　ラジエータ１００は、このようなブレージングシート１０１を用いて形成したチューブ１１１と、コルゲート加工を行った放熱フィン１１２と、その他の部材とを用いて、ブレージングにより一体に組み立てられる。ブレージングの手法としては、フラックスブレージング法、非腐食性のフラックスを用いたノコロックブレージング法などがあり、６００℃前後の高温に加熱してろう付けされる。
　このようにして組み立てられたラジエータ１００内、特にチューブ１１１内は、高温から低温、かつ、高圧から常圧である前記した液体冷媒が、常時流通・循環することになる。すなわち、チューブ１１１には、これらの内圧変動や自動車自体の振動等、長時間にわたり繰り返し応力がかかるため、これらに耐える疲労特性が要求される。仮に、疲労特性が低く、疲労破壊が生じた場合には、疲労破壊がチューブ１１１のクラックとして発生、進展し、チューブ１１１を貫通すると、ラジエータからの液漏れの原因になる。このため、ラジエータチューブの疲労特性の改善は、重要な課題である。
　従来、このラジエータチューブの疲労特性の改善は種々提案されている。例えば、特許文献１では、アルミニウム合金製ブレージングシートにおける心材は、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｍｎを含み、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｇを規制したアルミニウム合金であり、心材の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径Ｌを１５０～２００μｍとすることによりチューブの溶接部の耐食性を向上させ、チューブの繰り返し曲げによる疲労破壊性すなわち自動車の振動下での耐振動疲労特性を改善しようとしている。特許文献２では、犠牲防食材側の厚さ方向の平均結晶粒径を犠牲防食材の厚み未満とすることにより犠牲防食材の耐食性を向上させ、チューブの繰り返し曲げや、繰り返し内圧負荷による疲労破壊性すなわち疲労特性を改善しようとしている。
　また、疲労特性は、静的な引張強度と関係していることが一般的に知られており、熱交換器においても、例えば特許文献３のように、素材の引張強度を向上させるためにＣｕを添加した材料が提案されている。そして、特許文献４では、組織的な改善によって耐振動疲労特性を改善しようとしている。すなわち、特許文献４では、Ｃｕを含有するアルミニウム合金心材、アルミニウム合金ろう材、ＺｎとＭｇを含有するアルミニウム合金犠牲材をクラッドした３層構造のアルミニウム合金ブレージングシートを用いた熱交換器において、ろう付け後のブレージングシートの心材と犠牲材の界面近傍の心材側界面部に、特定のＡｌ－Ｃｕ－Ｍｇ－Ｚｎ系析出物を分布させることが提案されている。これは、Ａｌ－Ｃｕ－Ｍｇ－Ｚｎ系析出物による時効硬化により心材側界面部の強度を上げることによって、繰り返し内圧負荷による疲労破壊性すなわち疲労特性を改善しようとしているものである。
　更に、特許文献５では、Ａｌ－Ｍｎ系合金の心材と、この心材の一側面にクラッドしたＡｌ－Ｚｎ系合金などの皮材と、この心材の他側面にクラッドしたＡｌ－Ｓｉ系合金のろう材とで構成されるアルミニウム合金製ブレージングシートの集合組織を、Ｘ線回折強度比にて規定している。特許文献５では、ブレージングシートの圧延方向と平行な方向の塑性変形が均一に発生しやすくなっている。これによって、ブレージングシートの圧延方向に引っ張りまたは圧縮の繰り返し応力が負荷された場合でも変形が局所的に集中しなくなるため、板厚方向への亀裂の進展が遅れ、塑性域での疲労を含めたブレージングシートの寿命を向上させることができる。
　この他、ブレージングシートではないが、同じ３０００系アルミニウム合金からなる放熱フィンの耐食性向上のために、組織中の晶出物や金属間化合物の形状や数密度を規定することが提案されている（例えば特許文献６、７、８参照）。このような放熱フィンは、腐食すればフィン自体の消失につながるため、耐食性が重要となる。このため、特許文献６、７、８に記載された、組織中の晶出物や金属間化合物の形状や数密度の規定も、耐食性向上という放熱フィン特有の技術的な課題と結びついている。
日本国公開特許公報：２００３－８２４２７ 日本国公開特許公報：１１－１００６２８ 日本国公開特許公報：１０－５３８２７ 日本国公開特許公報：９－９５７４９ 日本国公開特許公報：２００６－２９１３１１ 日本国公開特許公報：９－７８１６８ 日本国公開特許公報：２０００－１１９７８３ 日本国公開特許公報：２００５－１３９５０５
　しかし、これら従来の自動車のラジエータチューブは比較的厚肉である。例えば、前記各特許文献において耐疲労特性評価の対象としているブレージングシートの板厚（合計板厚）を参考にすると、特許文献１では０．４ｍｍ、特許文献２では０．２５ｍｍ、特許文献４及び５では０．２０ｍｍであり、全て板厚は０．２０ｍｍ以上である。しかしながら、地球環境問題に関係する燃費向上のための自動車軽量化によって、ラジエータの軽量化も求められている。このため、ラジエータのチューブ、すなわちアルミニウム合金製ブレージングシートのより一層の薄肉化が検討されている。
　ラジエータチューブが０．４ｍｍ程度であり比較的厚肉である場合には、チューブ自体の剛性が比較的高い。これに対して、ラジエータチューブ、主には、ブレージングシートなどの積層板の板厚が薄肉化された場合には、チューブ自体の剛性が低くなる。一方、使用される冷媒の圧力は、従来よりも高く設定されることが多くなっている。ブレージングシートなど積層板の板厚が薄肉化された場合には、これらの相乗効果によって、前記繰り返し応力による疲労破壊に対する感受性が高くなり、疲労特性が低下してしまう傾向がある。
　このような疲労破壊が発生した場合には、ラジエータチューブに亀裂（クラック、割れ）が生じる。薄肉化されたラジエータチューブの場合には、このような亀裂がチューブを貫通し、ラジエータの液漏れにつながる可能性が高いため、より深刻なダメージとなる。
　しかし、このように薄肉化されたラジエータチューブの疲労特性については、これまで有効な改善策が見いだされていない。この有効な改善策が見いだされないと、ラジエータチューブ、すなわちアルミニウム合金製ブレージングシートなどの積層板が薄肉化できず、ラジエータの軽量化、ひいては自動車の軽量化に大きな限界が生じることとなる。
　このような問題に鑑みて、本発明の目的は、熱交換器のラジエータチューブ用のアルミニウム合金ブレージングシートなどの、薄肉化が可能であると共に疲労特性に優れたアルミニウム合金積層板を提供することにある。
　この目的を達成するために、本願第一発明に係るアルミニウム合金積層板は、少なくとも心材アルミニウム合金板とアルミニウム合金犠牲防食材とをクラッドし、ろう付けによって熱交換器に使用されるアルミニウム合金積層板であって、前記心材アルミニウム合金板が、Ｓｉ：０．２～１．５質量％、Ｃｕ：０．２～１．２質量％、Ｍｎ：０．２～１．４質量％、Ｔｉ：０．０３～０．３質量％を各々含有するとともに、Ｆｅ：１．０質量％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金組成であり、この心材アルミニウム合金板の圧延面表層部での５００倍のＳＥＭにより観察される重心直径の平均値が１μｍ以上の分散粒子の平均数密度を７０００個／ｍｍ2 以下とした組織を有することを特徴とする。
　また、上記目的を達成するために、本願第二発明に係るアルミニウム合金積層板は、少なくとも心材アルミニウム合金板とアルミニウム合金犠牲防食材とをクラッドし、ろう付けによって熱交換器とされるアルミニウム合金積層板であって、前記心材アルミニウム合金板が、質量％で、Ｓｉ：０．２～１．５質量％、Ｃｕ：０．０５～１．２質量％、Ｍｎ：０．３～１．８質量％、Ｔｉ：０．０３～０．３質量％を各々含有するとともに、Ｆｅ：１．０質量％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金組成であり、この心材アルミニウム合金板の圧延面板厚中心部での５００００倍のＴＥＭにより観察される重心直径の平均値が０．１～０．５μｍの範囲の析出物の平均数密度を１５０個／μｍ３以下とした組織を有することを特徴とする。
　上記目的を達成するために、本願第三発明に係るアルミニウム合金積層板は、少なくとも心材アルミニウム合金板とアルミニウム合金犠牲防食材とがクラッドされ、前記心材アルミニウム合金板が、Ｓｉ：０．２～１．５質量％、Ｃｕ：０．２～１．２質量％、Ｍｎ：０．２～１．４質量％、Ｔｉ：０．０３～０．３質量％を各々含有するとともに、Ｆｅ：１．０質量％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金組成であり、ろう付け相当の加熱後の組織として、この心材アルミニウム合金板の圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径を２００μｍ以下とするとともに、この心材アルミニウム合金板の圧延面表層部での５００倍のＳＥＭにより観察される重心直径の平均値が１μｍ以上の分散粒子の平均数密度を６０００個／ｍｍ２以下とした組織を有することを特徴とする。
　また、上記目的を達成するために、本願第四発明に係るアルミニウム合金積層板は、少なくとも心材アルミニウム合金板とアルミニウム合金犠牲防食材とがクラッドされ、前記心材アルミニウム合金板が、Ｓｉ：０．２～１．５質量％、Ｃｕ：０．０５～１．２質量％、Ｍｎ：０．３～１．８質量％、Ｔｉ：０．０３～０．３質量％を各々含有するとともに、Ｆｅ：１．０質量％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金組成であり、ろう付け相当の加熱後の組織として、この心材アルミニウム合金板の圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径が２００μｍ以下とするとともに、この心材アルミニウム合金板の圧延面板厚中心部での５００００倍のＴＥＭにより観察される重心直径の平均値が０．１～０．５μｍの範囲の析出物の平均数密度を８０個／μｍ３以下とした組織を有することを特徴とする。
　ここで、前記本願第一発明から第四発明に係る積層板における心材アルミニウム合金板は、更に、以下の構成を有することが好ましい。
　・Ｃｒ：０．０３～０．３質量％、Ｚｎ：０．２～１．０質量％、Ｚｒ：０．０３～０．３質量％のうちの１種または２種以上を含有するもの。
　・Ｍｇ：０．５質量％以下を含有するもの。
　・板厚が０．２５ｍｍ未満の薄肉としたもの。
　また、前記本願第一発明から第四発明に係る積層板の板厚は、０．３ｍｍ未満の薄肉であることが好ましい。
　本発明者らは、前記積層板の板厚が薄肉化された場合の、疲労特性における疲労破壊のメカニズムを探求した。この結果、本発明者らの知見によれば、積層板の板厚が薄肉化された場合の疲労特性における疲労破壊のメカニズムには２種類あることがわかった。すなわち、疲労破壊のメカニズムには、疲労破壊による亀裂（クラック、割れ）の伝播（速度）よりも亀裂の発生が支配的な場合と、疲労破壊による亀裂（クラック、割れ）の発生よりも亀裂伝播（速度）が支配的な場合とがある。そして、本発明者らは、疲労特性を向上させるための冶金的に有効な手段は、これら二つの疲労破壊のメカニズムに対して各々異なることを知見した。
　疲労破壊による亀裂（クラック、割れ）の伝播（速度）よりも亀裂の発生の方が支配的な場合、この亀裂の発生のしやすさは、熱交換器を構成する前記積層板の心材アルミニウム合金板の組織、すなわち、平均結晶粒径と比較的粗大な分散粒子の平均数密度とに大きく影響される。
　これに対して、疲労破壊による亀裂（クラック、割れ）の発生よりも亀裂伝播（速度）の方が支配的な場合、この疲労破壊の伝播（速度）は、熱交換器を構成する積層板の心材アルミニウム合金板の組織、すなわち、平均結晶粒径と比較的微細な析出物の平均数密度とに大きく影響される。
　本願第一発明および第三発明は、疲労破壊による亀裂（クラック、割れ）の伝播（速度）よりも亀裂の発生の方が支配的な場合の疲労特性を向上させる。したがって、前記したように、熱交換器を構成する前の熱交換器用素材としてのろう付け相当加熱前の積層板における心材アルミニウム合金板の組織、あるいは、ろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板の組織について、平均結晶粒径や比較的粗大な分散粒子の平均数密度を組織制御することによって、亀裂の発生を抑制する。
　本願第二発明および第四発明は、疲労破壊による亀裂（クラック、割れ）の発生よりも、疲労破壊の伝播（速度）が支配的な場合の疲労特性を向上させる。したがって、前記したように、熱交換器を構成する前の熱交換器用素材としてのろう付け相当加熱前の積層板における心材アルミニウム合金板の組織、あるいは、ろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板の組織について、平均結晶粒径や比較的微細な析出物の平均数密度を制御することによって、疲労破壊の伝播（速度）を抑制する。
　本願第一発明および第三発明では、心材アルミニウム合金板の平均結晶粒径を微細化させるとともに、比較的粗大な分散粒子の平均数密度を規制することにより、疲労破壊の発生自体を抑制する。この結果、疲労破壊による亀裂（クラック、割れ）の伝播（速度）よりも亀裂の発生の方が支配的な場合の、積層板の疲労寿命（疲労特性）が向上する。
　本願第二発明および第四発明では、心材アルミニウム合金板の平均結晶粒径を微細化させるとともに、微細な析出物の平均数密度を規制することにより、疲労破壊の伝播を抑制する。この結果、疲労破壊による亀裂の発生よりも疲労破壊の伝播が支配的な場合の、積層板の疲労寿命（疲労特性）が向上する。
　本発明で言う分散粒子とは、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｔｉなどの合金元素やＦｅ、Ｍｇなどの含有元素同士の金属間化合物またはこれらの元素とＡｌとの金属間化合物であり、形成元素（組成）とは無関係に、組織観察によって大きさから識別できる金属間化合物の総称である。
本発明積層板を示す断面図である。 アルミニウム合金製熱交換器を示す断面図である。 曲げ疲労試験を示す説明図である。 一般的なアルミニウム合金製熱交換器を示す断面図である。 一般的なブレージングシートなどの積層板を示す断面図である。
符号の説明
１：熱交換器用アルミニウム合金積層板、２：心材、３：皮材、４：ろう材、１０：ラジエータ（熱交換器）、１１：チューブ（積層部材）、１２：放熱フィン、１３：ヘッダ
　本発明を実施するための最良の形態について、図１、２を用いて説明する。図１は、本発明の熱交換器用アルミニウム合金積層板の断面図であり、図２は、図１の積層板（熱交換器用アルミニウム合金製チューブ）を用いたラジエータの要部断面図である。なお、この図１、２の基本的な構成、構造自体は、前記した図４、５と同じである。
（積層板）
　本発明の積層板は、熱交換器に組み立てられる前に、まず、図１に示すアルミニウム合金積層板１として製造される。この積層板１は、ろう付けされる場合には、心材アルミニウム合金板２の一方の面にアルミニウム合金犠牲防食材（板）３と、他方の面にアルミニウム合金ろう付け材（板）４とをクラッドしたブレージングシートとして構成される。
　上記心材アルミニウム合金板２は、後述する特徴的な組織や組成を有する、ＪＩＳ３０００系アルミニウム合金からなる。また、この心材２の内側である、冷媒に常時触れている側（図１の上側）には、後述する犠牲防食材（犠材、内張材、皮材）３として、例えば、Ａｌ－Ｚｎ組成のＪＩＳ７０００系などのアルミニウム合金がクラッドされる。更に、心材２の外側（図１の下側）には、例えば、Ａｌ－Ｓｉ組成のＪＩＳ４０００系などのアルミニウム合金ろう材４がクラッドされる。
　ブレージングシートなどの本発明の積層板は、以上のような、心材アルミニウム合金板２を中心とする３層の圧延クラッド材（板）である。心材アルミニウム合金板の板厚が０．２５ｍｍ未満、例えば０．１６～０．２４ｍｍの場合、ろう材、犠牲防食材ともその厚さは通常２０～３０μｍ程度とする。しかし、その被覆率は使われる熱交部材の板厚（用途の仕様）によって異なり、これらの値に限定するものではない。
　但し、ブレージングシートなどの積層板１の板厚（主として心材アルミニウム合金板の板厚）は、前記した通り、熱交換器の軽量化において重要である。したがって、積層板の板厚は０．３ｍｍ未満、好ましくは０．１６～０．２９ｍｍ程度であり、心材の板厚は０．２５ｍｍ未満、好ましくは０．１６～０．２４ｍｍ程度の薄板である。
　これらブレージングシートは、均質化熱処理を施した心材アルミニウム合金板（鋳塊）の片面に、犠牲防食材（板）やろう材（板）を重ね合わせて熱間圧延し、次いで冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延を順に施して、Ｈ１４調質材などのシートを製造する。ここで、均質化熱処理は熱間圧延前に実施しても良い。
（熱交換器）
　このブレージングシートなどのアルミニウム合金積層板１を、成形ロールなどにより幅方向に曲折して、管内面側に皮材３が配置されるように偏平管状に形成した後、電縫溶接等により偏平管状のチューブを形成する。流体通路が形成された偏平管状のチューブ（積層部材）１１を図２に示す。
　図２に示すように、このような偏平管状のチューブ（積層部材）１１は、コルゲート加工を行った放熱フィン１２や、ヘッダ１３などの他の部材と、ブレージング（ろう付け）により一体にラジエータ１０などの熱交換器として作製される（組み立てられる）。チューブ（積層部材）１１と放熱フィン１２とが一体化された部分を熱交換器のコアとも言う。ろう付けは、ろう材４の固相線温度以上である、５８５～６２０℃、好ましくは５９０～６００℃の高温に加熱することにより行われる。この加熱温度が６２０℃を超えて高すぎると、過剰溶融やエロージョンなどが生じる。このブレージング工法としては、フラックスブレージング法、非腐食性のフラックスを用いたノコロックブレージング法等が汎用される。
　図２の熱交換器において、偏平チューブ（積層部材）１１の両端は、ヘッダ１３とタンク（図示せず）とで構成される空間にそれぞれ開口している。そして、一方のタンク側の空間から偏平チューブ１１内を通して、高温冷媒を他方のタンク側の空間に送り、チューブ１１およびフィン１２の部分で熱交換し、低温になった冷媒を再び循環させる。
（本願第一発明および第三発明における心材アルミニウム合金板組織）
　まず、本願第一発明および第三発明に係る積層板における心材アルミニウム合金板について説明する。
　ろう付け相当加熱（熱履歴）前の積層板またはろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板は、３０００系アルミニウム合金組成からなる。
　本願第一発明および第三発明では、この心材アルミニウム合金板の疲労破壊による亀裂の発生が支配的な場合の耐疲労破壊性を高めるために、この心材アルミニウム合金板の圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径（ろう付け相当加熱後の積層板のみ）を規定すると共に、１μｍ以上の分散粒子の平均数密度（ろう付け相当加熱前の積層板およびろう付け相当加熱後の積層板）を規定する。
（本願第一発明および第三発明における結晶粒）
　ろう付け相当加熱後の積層板、あるいは組み立て（熱履歴）前の素材積層板において、心材アルミニウム合金板の平均結晶粒径が粗大化した場合には、疲労破壊による亀裂の発生が支配的な疲労に対する耐疲労破壊性が低下する。したがって、ろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板の、圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径は２００μｍ以下、好ましくは１５０μｍ以下に微細化させる。なお、ろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板をこのように微細化させるためには、当然、素材積層板の心材アルミニウム合金板の平均結晶粒径を２００μｍ以下、好ましくは１５０μｍ以下に予めしておくことが必要となる。但し、素材積層板の心材アルミニウム合金板の平均結晶粒径を規定しても、ろう付け相当加熱後の積層板は、熱交換器製作時のろう付け処理などの加熱条件によって、平均結晶粒径が変化（粗大化）する。このため、素材積層板の段階で心材アルミニウム合金板の前記平均結晶粒径を規定しても、前記加熱条件によっては、上記規定を外れて粗大化する可能性もあり、素材積層板の段階では特に規定しないこととした。
　なお、ここで言う結晶粒径とは、圧延方向の縦断面（圧延方向に沿って切断した板の断面）における圧延方向の結晶粒である。この結晶粒径は、素材積層板やろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板（採取試料）の圧延方向の縦断面を、機械研磨、電解エッチングによって前処理した後に、５０倍の光学顕微鏡を用いて観察する。この際、前記圧延方向に直線を引き、この直線上に位置する個々の結晶粒の切片長さを、個々の結晶粒径として測定する切断法（ラインインターセプト法）で測定する。この測定を任意の１０箇所で行い、平均結晶粒径を算出する。この際、１測定ライン長さは０．５ｍｍ以上とし、１視野当たりの測定ラインは各３本として、１測定箇所当たり、５視野を観察する。そして、測定ライン毎に順次測定した平均結晶粒径を、１視野当たり（測定ライン３本）、５視野当たり／１測定箇所、１０測定箇所当たりで順次平均化して、本発明の平均結晶粒径とする。
（本願第一発明および第三発明における分散粒子）
　心材アルミニウム合金板は、ろう付け相当加熱後の積層板へと組み立てられる（組み込まれる）際には、６００℃付近の温度に必然的に加熱される。このような加熱履歴を受けても、本発明で規定する上記した化学成分組成などは変化しない。しかし、分散粒子の固溶や粗大化などにより、ろう付け相当加熱後の積層板では、本発明で規定する１μｍ以上の分散粒子の数密度が前記素材積層板よりも少ない方に変化する。
　本願第一発明および第三発明では、疲労破壊による亀裂の発生が支配的な疲労に対する耐疲労破壊性を高めるために、前記素材積層板やろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板において、上記した１μｍ以上の分散粒子の平均数密度が、必要以上に増えないように規制する。言い換えると、ろう付けの際に６００℃付近の温度での加熱履歴を受けた熱交換器部材において、上記分散粒子の平均数密度が必要以上に増えないように規制する。
　ろう付け相当加熱後の積層板の心材アルミニウム合金板の上記分散粒子の平均数密度が６０００個／ｍｍ２を超えた場合には、疲労破壊による亀裂の発生が支配的な疲労に対する耐疲労破壊性が低下する。したがって、ろう付け相当加熱後の積層板の心材アルミニウム合金板の圧延面表層部での前記５００倍のＳＥＭにより観察される重心直径の平均値が１μｍ以上の分散粒子の平均数密度を６０００個／ｍｍ２以下と規制する。この分散粒子の平均数密度は、好ましくは４０００個／ｍｍ２以下、より好ましくは２０００個／ｍｍ２以下とする。
　一方、ろう付け相当加熱後の積層板の心材アルミニウム合金板の上記分散粒子の数密度を抑制するために、ろう付けの際の加熱履歴を受ける前の、素材積層板段階での心材アルミニウム合金板の上記分散粒子の平均数密度を規定する。
　すなわち、素材積層板段階での心材アルミニウム合金板の、上記した分散粒子の平均数密度を７０００個／ｍｍ２以下としなければ、例えろう付けの際の加熱履歴を受けて分散粒子の数密度が減る（減った）としても、ろう付け相当加熱後の積層板での心材アルミニウム合金板の、上記した分散粒子の平均数密度を保証（確保）できない。したがって、素材積層板段階での心材アルミニウム合金板の５００倍のＳＥＭにより観察される重心直径の平均値が１μｍ以上の分散粒子の平均数密度を７０００個／ｍｍ２以下と規定する。この分散粒子の平均数密度は、好ましくは５０００個／ｍｍ２以下、より好ましくは３０００個／ｍｍ２以下とする。
　これらの分散粒子は、前記した通り、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｔｉなどの合金元素あるいはＦｅ、Ｍｇなどの含有される元素同士の金属間化合物や、これら元素とＡｌとの金属間化合物である。分散粒子のサイズと数密度は、形成元素（組成）とは無関係に、亀裂伝播（速度）が支配的な疲労における耐疲労破壊性に大きく影響するため、本発明では上記のようにそのサイズと数密度を規定する。
　これら分散粒子のサイズと平均数密度との測定は、前記心材アルミニウム合金板の圧延面表層部における組織を、倍率５００倍のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡)）で１０視野観察し、これを画像解析することにより行う。これにより、各重心直径の平均値が１μｍ以上の分散粒子の平均数密度（個／ｍｍ２）が測定できる。
（本願第一発明および第三発明における分散粒子の数密度制御）
　これら規定した分散粒子の平均数密度の制御は、均熱処理（均質化熱処理）において、均熱処理の加熱過程で析出する分散粒子の数密度を必要以上に増やさないことによって行う。これらのサイズの析出物の数密度を、素材としての心材アルミニウム合金板（鋳塊）の段階で、上記分散粒子の平均数密度を７０００個／ｍｍ2 を超えて増やさないようにするためには、均熱温度に到達後に一定時間保持後に熱延を開始するに際して、均熱処理が終了後から熱延を開始するまでの時間を３０分以下とする。均熱温度は４５０℃以上で、かつバーニングが生じないような、比較的高温とする。この均熱温度が４５０℃未満では、均質化（均熱）の効果がない。但し、この心材アルミニウム合金板（鋳塊）に対する均熱処理は比較的高温なので、犠牲防食材（板）やろう材（板）の融点によっては、心材に、これら犠牲防食材（板）やろう材（板）を重ね合わせた状態では行えない場合がある。このような場合には、心材アルミニウム合金鋳塊のみに対して、上記比較的高温の均熱処理を行ない、その後、重ね合わせた状態の積層板に対して、比較的低温の均熱処理や、熱延のための再加熱処理を行なうことが好ましい。
（本願第二発明および第四発明における心材アルミニウム合金板組織）
　次に、本願第二発明および第四発明に係る積層板における心材アルミニウム合金板について説明する。
　ここで、積層板あるいはろう付け相当加熱（熱履歴）後の積層板における心材アルミニウム合金板は、本願第一発明および第三発明と同様、３０００系アルミニウム合金組成からなる。
　本願第二発明および第四発明では、この心材アルミニウム合金板の疲労破壊による亀裂伝播（速度）が支配的な疲労における耐疲労破壊性を高めるために、この心材アルミニウム合金板の圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径（ろう付け相当加熱後の積層板のみ規定）と、この心材アルミニウム合金板の圧延面板厚中心部での５００００倍のＴＥＭにより観察される重心直径の平均値が０．１～０．５μｍの範囲の析出物の平均数密度（積層板およびろう付け相当加熱後の積層板）とを規定する。
（本願第二発明および第四発明における結晶粒）
　前記した通り、ろう付け相当加熱後の積層板、あるいは組み立て（熱履歴）前の素材積層板としての、心材アルミニウム合金板の前記平均結晶粒径が粗大化した場合には、疲労破壊による亀裂の発生が支配的な疲労に対する耐疲労破壊性が低下する。したがって、ろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板の、圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径は２００μｍ以下、好ましくは１５０μｍ以下に微細化させる。なお、ろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板をこのように微細化させるためには、当然、素材積層板の心材アルミニウム合金板の平均結晶粒径を２００μｍ以下、好ましくは１５０μｍ以下に予めしておくことが必要となる。但し、素材積層板の心材アルミニウム合金板の前記平均結晶粒径を規定しても、ろう付け相当加熱後の積層板は、熱交換器製作時のろう付け処理などの加熱条件によって、平均結晶粒径が変化（粗大化）する。このため、素材積層板の段階で心材アルミニウム合金板の前記平均結晶粒径を規定しても、前記加熱条件によっては、上記規定を外れて粗大化する可能性もあり、素材積層板の段階では特に規定しないこととした。
　なお、ここで言う結晶粒径とは、圧延方向の縦断面（圧延方向に沿って切断した板の断面）における圧延方向の結晶粒である。この結晶粒径は、素材積層板やろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板（採取試料）における前記圧延方向の縦断面を、機械研磨、電解エッチングによって前処理した後に、５０倍の光学顕微鏡を用いて観察する。この際、前記圧延方向に、直線を引き、この直線上に位置する個々の結晶粒の切片長さを、個々の結晶粒径として測定する切断法（ラインインターセプト法）で測定する。これを任意の１０箇所で測定し、平均結晶粒径を算出する。この際、１測定ライン長さは０．５ｍｍ以上とし、１視野当たり測定ラインを各３本として、１測定箇所当たり、５視野を観察する。そして、測定ライン毎に順次測定した平均結晶粒径を、１視野当たり（測定ライン３本）、５視野当たり／１測定箇所、１０測定箇所当たりで順次平均化して、本発明で言う、平均結晶粒径とする。
（本願第二発明および第四発明における析出物）
　心材アルミニウム合金板は、ブレージングシートにせよ、ろう付け相当加熱後の積層板に組み立てられる（組み込まれる）際には、ろう付けの際に、６００℃付近の温度に必然的に加熱される。このような加熱履歴を受けても、本発明で規定する上記した化学成分組成などは変化しない。しかし、本発明で規定する上記した０．１～０．５μｍの範囲の析出物の平均数密度の方は、固溶や粗大化などによって、前記ろう付け相当加熱後の積層板では、前記素材積層板よりも少ない方に変化する。
　本願第二発明および第四発明では、疲労破壊による、亀裂伝播（速度）が支配的な疲労における耐疲労破壊性を高めるために、前記素材積層板やろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板の、上記した析出物の平均数密度を規定する。言い換えると、ろう付けの際の上記６００℃付近の温度での加熱履歴を受けた熱交換器部材としての上記析出物の平均数密度を規定する。
　ろう付け相当加熱後の積層板の心材アルミニウム合金板の前記析出物の平均数密度が８０個／μｍ３を超えた場合には、亀裂伝播（速度）が支配的な疲労に対する耐疲労破壊性が低下する。したがって、ろう付け相当加熱後の積層板の心材アルミニウム合金板の圧延面板厚中心部での前記５００００倍のＴＥＭにより観察される重心直径の平均値が０．１～０．５μｍの範囲の析出物の平均数密度を８０個／μｍ３ 以下とする。また、好ましくは、重心直径の平均値が０．２～０．５μｍの範囲のサイズの前記析出物の平均数密度を７０個／μｍ３以下とする。
　一方、ろう付け相当加熱後の積層板の心材アルミニウム合金板の上記分散粒子の数密度を抑制するために、ろう付けの際の加熱履歴を受ける前の、素材積層板段階での心材アルミニウム合金板の上記析出物の平均数密度を規定する。
　すなわち、素材積層板段階での心材アルミニウム合金板の、上記した析出物の平均数密度を１５０個／μｍ３以下としなければ、例えろう付けの際の加熱履歴を受けて析出物の数密度が減る（減った）としても、ろう付け相当加熱後の積層板での心材アルミニウム合金板の、上記した析出物の平均数密度を保証（確保）できない。したがって、本発明では、素材積層板段階での心材アルミニウム合金板の圧延面板厚中心部での５００００倍のＴＥＭにより観察される重心直径の平均値が０．１～０．５μｍの範囲のサイズの前記析出物の平均数密度を１５０個／μｍ3 以下とする。また、好ましくは、重心直径の平均値が０．２～０．５μｍの範囲のサイズの前記析出物の平均数密度を１２０個／μｍ３以下とする。
　これらの析出物は、前記した通り、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｔｉなどの合金元素あるいはＦｅ、Ｍｇなどの含有される元素同士の金属間化合物や、これら元素とＡｌとの金属間化合物である。そして、本発明で、上記のようにそのサイズと平均数密度で規定するのは、析出物は、形成元素（組成）によらず、そのサイズと平均数密度とが、亀裂伝播（速度）が支配的な疲労における耐疲労破壊性に大きく影響するからである。
　これら析出物のサイズと平均数密度との測定は、前記圧延面板厚中心部における組織を、倍率５００００倍のＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）で１０視野観察し、これを画像解析することにより行う。これにより、各重心直径の平均値が０．１～０．５μｍの範囲の析出物の平均数密度（個／μｍ３）が測定できる。
（本願第二発明および第四発明における析出物の数密度制御）
　これら規定した析出物の平均数密度の制御は、均熱処理（均質化熱処理）において、鋳造過程で晶析出した析出物の数密度を減らすことによって行う。これらのサイズの析出物の数密度を、心材アルミニウム合金板（鋳塊）の段階で５０個／μｍ３以下に減らすためには、均熱温度を制御して、均熱温度を５００℃以上で、かつバーニングが生じないような、比較的高温とする。この均熱温度が５００℃未満では、鋳造過程で晶析出した析出物の数密度を減らすことができない。但し、この心材アルミニウム合金板（鋳塊）に対する均熱処理は比較的高温なので、犠牲防食材（板）やろう材（板）の融点によっては、心材に、これら犠牲防食材（板）やろう材（板）を重ね合わせた状態では行えない場合がある。このような場合には、心材アルミニウム合金鋳塊のみに対して、上記比較的高温の均熱処理を行ない、その後、重ね合わせた状態の積層板に対して、比較的低温の均熱処理や、熱延のための再加熱処理を行なうことが好ましい。
（本願発明のアルミニウム合金組成）
　以下、本願第一発明～第四発明（以下、総称して本願発明ということがある）に係る積層板を構成する各部材のアルミニウム合金組成を説明する。前記した通り、心材アルミニウム合金板２は、３０００系アルミニウム合金組成からなる。ただ、心材アルミニウム合金板２はチューブ材およびヘッダ材などの熱交換器用部材として、本願発明で規定する組織とするためだけでなく、それ以外にも、成形性、ろう付け性あるいは溶接性、強度、耐食性などの諸特性が要求される。
　このため、本願発明に係る心材アルミニウム合金板は、Ｓｉ：０．２～１．５質量％、Ｃｕ：０．２～１．２質量％、Ｍｎ：０．２～１．４質量％、Ｔｉ：０．０３～０．３質量％を各々含有するとともに、Ｆｅ：１．０質量％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金組成とする。
　ここで、前記アルミニウム合金板が、更に、Ｃｒ：０．０３～０．３質量％、Ｚｎ：０．２～１．０％、Ｚｒ：０．０３～０．３質量％のうちの１種または２種以上を含有することが好ましい。また、Ｍｇを０．５質量％以下を含有することが好ましい。
　上記Ｆｅ、Ｍｇおよび上記記載元素以外の元素は基本的には不純物である。ただ、アルミニウム合金板のリサイクルの観点から、溶解材として、高純度アルミニウム地金だけではなく、６０００系合金やその他のアルミニウム合金スクラップ材、低純度アルミニウム地金などを溶解原料として使用した場合には、これらの元素が混入される。そして、これら元素を例えば検出限界以下に低減すること自体コストアップとなり、ある程度の含有の許容が必要となる。したがって、本発明目的や効果を阻害しない範囲での含有を許容する。例えば、Ｂ等、上記以外の元素はそれぞれ０．０５％以下であれば含有されていてもかまわない。
Ｓｉ：０．２～１．５質量％
　Ｓｉは、Ｆｅと金属間化合物を形成し、心材アルミニウム合金板の強度を高める。素材積層板やろう付け相当加熱後の積層板としての必要な強度を確保するためには、Ｓｉ含有量は０．２質量％以上が必要である。一方、Ｓｉ含有量が多過ぎると、心材中に粗大な化合物を形成して、素材積層板やろう付け相当加熱後の積層板の耐食性が低下するため、Ｓｉ含有量は１．５質量％以下とする。したがって、Ｓｉの含有量範囲は０．２～１．５質量％の範囲とする。
Ｃｕ：０．２～１．２質量％
　Ｃｕは固溶状態にてアルミニウム合金板中に存在しており、心材アルミニウム合金板の強度を向上させる。このため、素材積層板やろう付け相当加熱後の積層板としての必要な強度を確保するためには、Ｃｕ含有量は０．２質量％以上が必要である。一方、Ｃｕ含有量が多過ぎると、素材積層板やろう付け相当加熱後の積層板としての耐食性が低下するため、Ｃｕ含有量は１．２質量％以下とする。したがって、Ｃｕの含有量範囲は０．２～１．２質量％の範囲とする。
Ｍｎ：０．２～１．４質量％
　Ｍｎは、規定している分散粒子などの金属間化合物をアルミニウム合金板中に分布させ、心材アルミニウム合金板の耐食性を低下させることなく、強度を向上させるための元素である。また、Ｍｎは、結晶粒径を微細化させ、耐振動疲労特性や、疲労破壊による亀裂の発生が支配的な疲労に対する耐疲労破壊性を高める効果も有する。このため、前記積層板やろう付け相当加熱後の積層板としての必要な強度を確保し、耐疲労破壊性を高めるためには、下限０．２質量％以上含有させる。
　一方、Ｍｎ含有量が多過ぎると、却って、分散粒子の数密度が規定より多くなりすぎ、耐振動疲労特性や、疲労破壊による亀裂の発生が支配的な疲労に対する、耐疲労破壊性を低下させる。また、アルミニウム合金積層板の成形性が低下し、部品形状への組付け等の加工時にアルミニウム合金積層板が割れてしまう恐れがある。このため、Ｍｎ含有量は１．４質量％以下とする。したがって、Ｍｎの含有量範囲は０．２～１．４質量％の範囲とする。また、Ｍｎの含有量範囲を、好ましくは、０．２質量％以上、１．０質量％以下、より好ましくは０．２質量％以上、０．６質量％以下とする。
Ｔｉ：０．０３～０．３質量％
　Ｔｉは、アルミニウム合金板中で微細な金属間化合物を形成し、心材アルミニウム合金板の耐食性を向上させる働きを有する。このため、前記積層板やろう付け相当加熱後の積層板としての必要な耐食性を確保するためには、Ｔｉ含有量は０．０３％以上が必要である。一方、Ｔｉ含有量が多過ぎると、アルミニウム合金積層板の成形性が低下し、部品形状への組付け等の加工時にアルミニウム合金積層板が割れてしまう恐れがある。このため、Ｔｉ含有量は０．３％以下とする。したがって、Ｔｉの含有量範囲は０．０３～０．３質量％の範囲とする。
Ｆｅ：１．０質量％以下
　Ｆｅは、アルミニウム合金溶解原料としてスクラップを使用する限り、心材アルミニウム合金板に必然的に含まれる。前述したように、ＦｅはＳｉと金属間化合物を形成して心材アルミニウム合金板の強度を高めるとともに、結晶粒径を微細化し、さらに心材のろう付け性を高める効果を有する。しかし、Ｆｅの含有量が多すぎると、心材アルミニウム合金板の耐食性が著しく低下する。このためＦｅ含有量は１．０質量％以下に規制する。
Ｍｇ：０．５質量％以下
　Ｍｇは心材アルミニウム合金板の強度を高める。しかしながらＭｇの含有量が多いと、フッ化物系フラックスを用いるノコロックろう付け法などにおいて、ろう付け性が低下する。このため、Ｍｇによってろう付け性が低下するようなろう付け条件による熱交換器向けには、Ｍｇ含有量は０．５％以下に規制することが好ましい。
Ｃｒ：０．０３～０．３質量％、Ｚｎ：０．２～１．０質量％、Ｚｒ：０．０３～０．３質量％のうちの１種または２種以上
　Ｃｒ、Ｚｎ、Ｚｒは、心材アルミニウム合金板の耐振動疲労特性や、疲労破壊による亀裂の発生が支配的な疲労特性を高める効果を有する。この効果を発揮させたい場合には、Ｃｒ：０．０３～０．３質量％、Ｚｎ：０．２～１．０質量％、Ｚｒ：０．０３～０．３質量％の範囲で、１種または２種以上を含有させる。
（本願発明のろう材合金）
　心材アルミニウム合金板２にクラッドされるろう材合金４は、従来から汎用されているＪＩＳ４０４３、４０４５、４０４７などの４０００系のＡｌ－Ｓｉ系合金ろう材など公知のろう材アルミニウム合金が使用できる。ろう材合金は、一方の面にアルミニウム合金犠牲防食材（板）３と、他面にアルミニウム合金ろう付け材（板）４とをクラッドしたブレージングシートとして構成される。
（本願発明の犠牲防食材）
　心材アルミニウム合金板２にクラッドされる犠牲防食材合金３は、従来から汎用されているＡｌ－１質量％Ｚｎ組成のＪＩＳ７０７２などの７０００系アルミニウム合金等、Ｚｎを含む公知の犠牲防食材アルミニウム合金が使用できる。このような犠牲防食材は、冷却水がチューブ内面側に存在する自動車用熱交換器では必須である。すなわち、犠牲防食材は、冷却水が存在するチューブ内面側の腐食性に対する防食、耐蝕性確保のためには必須となる。
＜第１の実験例（本願第一発明および第三発明に係る実施例）＞
　以下、実施例を挙げて本願第一発明および第三発明をより具体的に説明する。
　表１に示すＡ～Ｒの組成のアルミニウム合金心材２を有する積層板（ブレージングシート）１を作成して、心材２の組織を調査した。更に、この積層板１を、ろう付けを模擬して、６００℃の温度に３分間ろう付け相当の加熱、保持を実施した後、平均冷却速度１００℃／分で冷却し、このろう付け相当加熱後の積層板の心材部分の組織を調査した。これらの結果を表２に示す。また、このろう付け相当加熱後の積層板の機械的な特性と、疲労特性を測定、評価した。これらの結果を表３に示す。
（積層板の製造）
　積層板の製造は以下の通りである。表１に示すＡ～Ｒの組成の３０００系アルミニウム合金組成を溶解、鋳造してアルミニウム合金心材鋳塊を製造とした。この心材鋳塊の一方の面に、Ａｌ－１質量％Ｚｎ組成からなるＪＩＳ７０７２アルミニウム合金板を犠牲防食材として、他面にＡｌ－１０質量％Ｓｉ組成からなるＪＩＳ４０４５アルミニウム合金板をろう付け材として、各々クラッドした。そして、このクラッド板を、表２に示すように、各例とも均熱温度、均熱終了後から熱延を開始するまでの時間を種々変えて、前記した分散粒子の数密度を制御した上で、クラッド板を熱間圧延した。そして更に、適宜中間焼鈍を施しながら冷間圧延し、Ｈ１４調質材の積層板（ブレージングシート）とした。
　各例とも共通して、積層板の心材アルミニウム合金板の板厚は０．１８ｍｍである。この心材の各々の面に、それぞれ積層されたろう材、犠牲防食材の厚さは、ともに２０～３０μｍの範囲であった。
（組織）
　前記した測定方法を各々用いて、上記冷延クラッド板である積層板の心材部分と、上記加熱後の各積層板の心材部分との組織を観察して、圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径（μｍ）、圧延面表層部における５００倍のＳＥＭにより観察される重心直径の平均値が１μｍ以上の分散粒子の平均数密度（個／ｍｍ２）を測定した。これらの結果を表２に示す。ここで、素材であるろう付け相当加熱前の積層板の心材アルミニウム合金板の平均結晶粒径は表２に示していないが、上記短時間のろう付け相当加熱では殆ど変化しないために、表２に示す、ろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板の平均結晶粒径と概ね同じであった。
（機械的特性）
　上記加熱後の各積層板の引張り試験を行い、引張強さ（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）、伸び（％）、絞り（％）、ｎ値を各々測定した。これらの結果を表３に示す。試験条件は、各積層板から圧延方向に対し垂直方向のＪＩＳＺ２２０１の５号試験片（２５ｍｍ×５０ｍｍＧＬ×板厚）を採取し、引張り試験を行った。引張り試験は、ＪＩＳＺ２２４１（１９８０）（金属材料引張り試験方法）に基づき、室温２０℃で試験を行った。また、クロスヘッド速度は５ｍｍ／分であり、試験片が破断するまで一定の速度で行った。ｎ値は、降伏伸びの終点から真応力と真歪みを計算し、横軸を歪み、縦軸を応力とした対数目盛上にプロットし、測定点が表す直線の勾配を測定したものである。
（疲労特性）
　上記加熱後の各積層板の疲労特性の評価は、前記特許文献５にも記載された、図３に示す公知の片振り型平面曲げ疲労試験機によって、常温にて行った。すなわち、上記加熱後の各積層板から、圧延方向と平行となるように、１０ｍｍ×６０ｍｍ×板厚の試験片を切り出して試験片を作製した。この試験片の一端を、図３の右側に示すように、片振り平面曲げ疲労試験機の固定側に取り付けた。そして、この試験片の他端を、図３の左側に示すように、駆動側のナイフエッジで挟持した。
　曲げ疲労試験は、このナイフエッジの位置を移動させることで、試験片セット長さを変化させつつ、片振り幅一定（図３の上下方向に５ｍｍ）となるように、試験片の平面曲げを繰り返し行った。このとき、本発明が課題とする亀裂発生が支配的な疲労を再現するために、付加曲げ応力を、破断部の歪量が比較的高い最大０．００５程度となるように試験片セット長さを調節した。このような条件で、各試験片が破断するまでの平面曲げの繰り返し数を求めた。これらの結果を表３に示す。
　なお、破断部の歪量については歪ゲージを破断部位に直接貼ることができないため、破断部位から少し離れた２、３箇所の所定の位置に歪ゲージを貼り、各試験片長さ時の歪ゲージの歪値から破断部位の歪量を内挿することにより破断部位の歪量を推計し、これを元に負荷応力、すなわち、試験片セット長さを調節した。
（破面観察）
　更に、曲げ疲労試験後の各積層板（上記ろう付け相当加熱後）の疲労破壊近傍の圧延面を、１００倍のＳＥＭで観察し、亀裂の発生程度から疲労破壊の機構を調査した。この亀裂の発生程度が比較的多い場合には、本発明が課題とする亀裂発生が支配的な疲労であり、亀裂の発生程度が比較的少ない場合には、亀裂伝搬が支配的な疲労である。したがって、同種のアルミニウム合金板につき、意図的（典型的に）に亀裂発生が支配的な疲労と、亀裂伝搬が支配的な疲労とを作り分けた、基準となる試料から、亀裂発生程度の違いを予め調べておく。そして、この基準となる試料と比較して、亀裂の発生程度が比較的多い場合には亀裂伝搬が支配的な疲労であり、亀裂の発生程度が比較的少ない場合には亀裂伝搬が支配的な疲労であると判定した。これらの結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表２に示す通り、発明例１～１３は、心材アルミニウム合金板が本発明成分組成範囲内で、かつ、好ましい均熱条件範囲で製造している。このため、表２に示す通り、積層板（ブレージングシート）の心材アルミニウム合金板は、その圧延面表層部での５００倍のＳＥＭにより観察される重心直径の平均値が１μｍ以上の分散粒子の平均数密度が７０００個／ｍｍ２以下である組織を有する。したがって、ろう付け相当加熱後の積層板（ブレージングシート）としても、その心材アルミニウム合金板は、その圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径が２００μｍ以下であるとともに、その圧延面表層部での５００倍のＳＥＭにより観察される重心直径の平均値が１μｍ以上の分散粒子の平均数密度が６０００個／ｍｍ２以下である組織を有する。
　この結果、表３に示す通り、発明例１～１３は、所定の強度を有した上で、絞り、ｎ値などの特性が優れ、曲げ疲労試験におけるろう付け相当材の破断までの繰り返し数が多く、疲労寿命が長い。したがって、亀裂の発生の程度が多いという破面近傍表面観察結果から、発明例１～１３は、本願第一発明および第三発明が課題とする亀裂発生が支配的な疲労に優れていることが分かる。
　言い換えると、後述する各比較例との比較において、発明例１～１３のように、絞りが８５％以上、ｎ値が０．３２以上あれば、本願第一発明および第三発明が課題とする亀裂発生が支配的な疲労に優れていることが分かる。
　これに対して、比較例１４、１５は、心材アルミニウム合金板が本願発明成分組成範囲内（Ｂ）ではあるが、比較例１４は熱延開始までの時間が長すぎ、比較例１５は均熱温度が低すぎる。このため、表２に示す通り、積層板の心材アルミニウム合金板は前記析出物の平均数密度が７０００個／ｍｍ２を超えている。したがって、上記加熱後の各積層板も、心材アルミニウム合金板の上記平均結晶粒径は１５０μｍ以下であるものの、上記分散粒子の平均数密度が６０００個／ｍｍ２を超える。
　この結果、表３に示す通り、比較例１４、１５は、所定の強度を有しているものの、絞りが８５％未満、ｎ値が０．３２未満と、これらの特性が劣っている。このため、曲げ疲労試験におけるろう付け相当材の破断までの繰り返し数が少なく、疲労寿命が短い。したがって、破断部近傍圧延表面の亀裂の発生の程度が多いという観察結果から、比較例１４、１５は、亀裂発生が支配的な疲労に劣っていることが分かる。
　比較例１６～２０は、心材アルミニウム合金板が本発明範囲から外れる成分組成Ｎ、Ｏ、Ｐ、Ｑ、Ｒ（表１）を有している。すなわち、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｆｅの含有量が各々上限を超えており、多すぎる。この結果、上記加熱後の各積層板は、曲げ疲労試験におけるろう付け相当材の破断までの繰り返し数が少なく、疲労寿命が短い。
　以上の実施例の結果から、熱交換器用積層板あるいはろう付け相当加熱後の積層板の機械的な特性や、亀裂発生が支配的な疲労に優れるための、本願第一発明および第三発明の各要件の臨界的な意義または効果が裏付けられる。
＜第２の実験例（本願第二発明および第四発明に係る実施例）＞
　以下、実施例を挙げて本願第二発明および第四発明をより具体的に説明する。
　表４に示すａ～ｒの組成のアルミニウム合金心材２を有する積層板（ブレージングシート）１を作成して、心材２部分の組織を調査した。更に、この積層板１を、ろう付けを模擬して、６００℃の温度に３分間ろう付け相当の加熱、保持を実施した後、平均冷却速度１００℃／分で冷却し、このろう付け相当加熱後の積層板の心材部分の組織を調査した。これらの結果を表５に示す。また、このろう付け相当加熱後の積層板の機械的な特性と、疲労特性を測定、評価した。これらの結果を表６に示す。
（積層板の製造）
　積層板の製造は以下の通りとした。表４に示すａ～ｒの組成の３０００系アルミニウム合金組成を溶解、鋳造してアルミニウム合金心材鋳塊を製造とした。この心材鋳塊のみを、表５に示すように、均熱温度を種々変えて析出物の数密度を制御した（表５に示している均熱温度は心材鋳塊のみの均熱処理温度）。その上で、心材鋳塊の一方の面にＡｌ－１質量％Ｚｎ組成からなるＪＩＳ７０７２アルミニウム合金板を犠牲防食材として、他面にＡｌ－１０質量％Ｓｉ組成からなるＪＩＳ４０４５アルミニウム合金板をろう付け材として、各々クラッドした。そして、このクラッド板を５００～５３０℃の範囲に再加熱して熱間圧延した。この際、再加熱終了後から熱延を開始するまでの時間を３０分と一定とした。そして更に、適宜中間焼鈍を施しながら、冷間圧延し、Ｈ１４調質材としての積層板（ブレージングシート）とした。
　各例とも共通して、積層板の心材アルミニウム合金板の板厚は０．１８ｍｍである。この心材の各々の面に、それぞれ積層されたろう材、犠牲防食材の厚さは、ともに２０～３０μｍの範囲であった。
（組織）
　前記した測定方法を各々用いて、上記冷延クラッド板である積層板の心材部分と、上記加熱後の各積層板の心材部分との組織を観察して、圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径（μｍ）、圧延面板厚中心部での５００００倍のＴＥＭにより観察される重心直径の平均値が０．１～０．５μｍの範囲の析出物の平均数密度（個／μｍ３）を測定した。これらの結果を表２に示す。なお、析出物の平均数密度に関しては、等厚干渉縞により、観察部位の試料膜厚を求め、試料の単位体積当たりの析出物の個数を測定した。ここで、素材であるろう付け相当加熱前の積層板の心材アルミニウム合金板の平均結晶粒径は表５に示していないが、上記短時間のろう付け相当加熱では殆ど変化しないために、表５に示す、ろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板の平均結晶粒径と概ね同じであった。
（機械的特性）
　上記加熱後の各積層板の引張り試験を行い、引張強さ（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）、伸び（％）、絞り（％）、ｎ値を各々測定した。これらの結果を表６に示す。試験条件は、各積層板から圧延方向に対し垂直方向のＪＩＳＺ２２０１の５号試験片（２５ｍｍ×５０mmＧＬ×板厚）を採取し、引張り試験を行った。引張り試験は、ＪＩＳＺ２２４１（１９８０）（金属材料引張り試験方法）に基づき、室温２０℃で試験を行った。また、クロスヘッド速度は、５ｍｍ／分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。ｎ値は、降伏伸びの終点から真応力と真歪みを計算し、横軸を歪み、縦軸を応力とした対数目盛上にプロットし、真ひずみで０．０５～０．１０の範囲にて測定点が表す直線の勾配を測定したものである。
（疲労特性）
　上記加熱後の各積層板の疲労特性の評価は、前記特許文献５にも記載された、図３に示す公知の片振り型平面曲げ疲労試験機によって、常温にて行った。すなわち、上記加熱後の各積層板から、圧延方向と平行となるように、１０ｍｍ×６０ｍｍ×板厚の試験片を切り出して試験片を作製した。この試験片の一端を、図３の右側に示すように、片振り平面曲げ疲労試験機の固定側に取り付けた。そして、この試験片の他端を、図３の左側に示すように、駆動側のナイフエッジで挟持した。
　曲げ疲労試験は、このナイフエッジの位置を移動させることで、試験片セット長さを変化させつつ、片振り幅一定（図３の上下方向に５ｍｍ）となるように、試験片の平面曲げを繰り返し行った。このとき、本発明が課題とする亀裂発生が支配的な疲労を再現するために、付加曲げ応力を、破断部の歪量が比較的低い最大０．００８程度となるように試験片セット長さを調節した。このような条件で、各試験片が破断するまでの平面曲げの繰り返し数を求めた。これらの結果を表６に示す。
　なお、破断部の歪量については歪ゲージを破断部位に直接貼ることができないため、破断部位から少し離れた２、３箇所の所定の位置に歪ゲージを貼り、各試験片長さ時の歪ゲージの歪値から破断部位の歪量を内挿することにより破断部位の歪量を推計し、これを元に負荷応力、すなわち、試験片セット長さを調節した。
（破面観察）
　更に、曲げ疲労試験後の各積層板（上記ろう付け相当加熱後）の疲労破壊近傍の圧延面を、１００倍のＳＥＭで観察し、亀裂の発生の程度から疲労破壊の機構を調査した。この亀裂の発生程度が比較的多い場合には、本発明が課題とする亀裂発生が支配的な疲労であり、亀裂の発生程度が比較的少ない場合には、亀裂伝搬が支配的な疲労である。したがって、同種のアルミニウム合金板につき、意図的（典型的に）に亀裂発生が支配的な疲労と、亀裂伝搬が支配的な疲労とを作り分けた、基準となる試料から、亀裂発生程度の違いを予め調べておく。そして、この基準となる試料と比較して、亀裂の発生程度が比較的多い場合には亀裂伝搬が支配的な疲労であり、亀裂の発生程度が比較的少ない場合には亀裂伝搬が支配的な疲労であると判定した。これらの結果を表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表５に示す通り、発明例２１～３３は、心材アルミニウム合金板が本願発明成分組成範囲内で、かつ、好ましい均熱条件範囲で製造している。このため、表５に示す通り、積層板（ブレージングシート）の心材アルミニウム合金板において、大きさが０．１～０．５μｍの範囲の析出物の平均数密度は１５０個／μｍ３以下である。このため、ろう付け相当加熱後の積層板（ブレージングシート）としても、前記大きさが０．１～０．５μｍの範囲の析出物の平均数密度が８０個／μｍ３以下である組織を有する。
　この結果、表６に示す通り、発明例２１～３３は、所定の強度を有した上で、絞り、ｎ値などの特性が優れ、曲げ疲労試験におけるろう付け相当材の破断までの繰り返し数が多く、疲労寿命が長い。したがって、亀裂の発生の程度が少ないという破面近傍表面観察結果から、発明例２１～３３は、本願第二発明および第四発明が課題とする亀裂伝播が支配的な疲労に優れていることが分かる。
　言い換えると、後述する各比較例との比較において、発明例２１～３３のように、絞りが８４％以上、ｎ値が０．３２以上であれば、本願第二発明および第四発明が課題とする亀裂伝播が支配的な疲労に優れていることが分かる。
　これに対して、比較例３４、３５は、心材アルミニウム合金板が本願発明成分組成範囲内（Ｂ）ではあるが、均熱温度が低すぎる。このため、表５に示す通り、積層板の心材アルミニウム合金板は、前記析出物の平均数密度が５０個／μｍ３を超えている。したがって、上記加熱後の各積層板も、心材アルミニウム合金板の上記平均結晶粒径は２００μｍ以下であるものの、上記析出物の平均数密度が２０個／μｍ３を超える。
　この結果、表６に示す通り、比較例３４、３５は、所定の強度を有しているものの、絞りが８５％未満、ｎ値が０．３２未満であり、これらの特性が劣っている。このため、曲げ疲労試験におけるろう付け相当材の破断までの繰り返し数が少なく、疲労寿命が短い。したがって、破断部近傍圧延表面の亀裂の発生の程度が少ないという観察結果から、比較例３４、３５は、亀裂伝播が支配的な疲労に劣っていることが分かる。
　比較例３６～４０は、心材アルミニウム合金板が本願発明範囲から外れる成分組成ｎ、ｏ、ｐ、ｑ、ｒ（表４）を有している。すなわち、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｆｅの含有量が各々上限を超えており、多すぎる。この結果、上記加熱後の各積層板は、曲げ疲労試験におけるろう付け相当材の破断までの繰り返し数が少なく、疲労寿命が短い。
　以上の実施例の結果から、熱交換器用積層板あるいはろう付け相当加熱後の積層板の機械的な特性や、亀裂発生が支配的な疲労に優れるための、本願第二発明および第四発明の各要件の臨界的な意義または効果が裏付けられる。
　本願発明によれば、アルミニウム合金ラジエータチューブなどのろう付け相当加熱後の積層板や、アルミニウム合金ブレージングシートなどの積層板の薄肉化が可能な、疲労特性に優れたアルミニウム合金積層板やろう付け相当加熱後の積層板を提供できる。したがって、本願発明は、ラジエータチューブの薄肉化とともに、疲労特性に優れることが求められる、自動車用などのアルミニウム合金製熱交換器に用いられて好適である。
　以上のとおり、本発明を詳細に、また特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。本出願は２００８年２月１２日出願の日本特許出願（特願２００８－０３０６７９）、２００８年２月１２日出願の日本特許出願（特願２００８－０３０６８０）及び２００８年１１月２５日出願の日本特許出願（特願２００８－２９９５６２）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。

Claims (8)

  1. 　少なくとも心材アルミニウム合金板とアルミニウム合金犠牲防食材とをクラッドし、ろう付けによって熱交換器に使用されるアルミニウム合金積層板であって、
    　前記心材アルミニウム合金板が、Ｓｉ：０．２～１．５質量％、Ｃｕ：０．２～１．２質量％、Ｍｎ：０．２～１．４質量％、Ｔｉ：０．０３～０．３質量％を各々含有するとともに、Ｆｅ：１．０質量％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金組成であり、
    　この心材アルミニウム合金板の圧延面表層部での５００倍のＳＥＭにより観察される重心直径の平均値が１μｍ以上の分散粒子の平均数密度を７０００個／ｍｍ２以下とした組織を有することを特徴とするアルミニウム合金積層板。
  2. 　少なくとも心材アルミニウム合金板とアルミニウム合金犠牲防食材とをクラッドし、ろう付けによって熱交換器とされるアルミニウム合金積層板であって、
    　前記心材アルミニウム合金板が、Ｓｉ：０．２～１．５質量％、Ｃｕ：０．０５～１．２質量％、Ｍｎ：０．３～１．８質量％、Ｔｉ：０．０３～０．３質量％を各々含有するとともに、Ｆｅ：１．０質量％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金組成であり、
    　この心材アルミニウム合金板の圧延面板厚中心部での５００００倍のＴＥＭにより観察される重心直径の平均値が０．１～０．５μｍの範囲の析出物の平均数密度を１５０個／μｍ３以下とした組織を有することを特徴とするアルミニウム合金積層板。
  3. 　少なくとも心材アルミニウム合金板とアルミニウム合金犠牲防食材とがクラッドされるアルミニウム合金積層板であって、
    　前記心材アルミニウム合金板が、Ｓｉ：０．２～１．５質量％、Ｃｕ：０．２～１．２質量％、Ｍｎ：０．２～１．４質量％、Ｔｉ：０．０３～０．３質量％を各々含有するとともに、Ｆｅ：１．０質量％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金組成であり、
    　ろう付け相当の加熱後の組織として、この心材アルミニウム合金板の圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径を２００μｍ以下とするとともに、この心材アルミニウム合金板の圧延面表層部での５００倍のＳＥＭにより観察される重心直径の平均値が１μｍ以上の分散粒子の平均数密度を６０００個／ｍｍ２以下とした組織を有することを特徴とするアルミニウム合金積層板。
  4. 　少なくとも心材アルミニウム合金板とアルミニウム合金犠牲防食材とがクラッドされるアルミニウム合金積層板であって、
    　前記心材アルミニウム合金板が、Ｓｉ：０．２～１．５質量％、Ｃｕ：０．０５～１．２質量％、Ｍｎ：０．３～１．８質量％、Ｔｉ：０．０３～０．３質量％を各々含有するとともに、Ｆｅ：１．０質量％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金組成であり、
    　ろう付け相当の加熱後の組織として、この心材アルミニウム合金板の圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径が２００μｍ以下とするとともに、この心材アルミニウム合金板の圧延面板厚中心部での５００００倍のＴＥＭにより観察される重心直径の平均値が０．１～０．５μｍの範囲の析出物の平均数密度を８０個／μｍ３以下とした組織を有することを特徴とするアルミニウム合金積層板。
  5. 　前記心材アルミニウム合金板が、更に、Ｃｒ：０．０３～０．３質量％、Ｚｎ：０．２～１．０質量％、Ｚｒ：０．０３～０．３質量％のうちの１種または２種以上を含有する、請求項１から４のいずれかに記載のアルミニウム合金積層板。
  6. 　前記心材アルミニウム合金板が、更に、Ｍｇ：０．５質量％以下含有する、請求項１から５のいずれかに記載のアルミニウム合金積層板。
  7. 　前記心材アルミニウム合金板の板厚が０．２５ｍｍ未満の薄肉である請求項１から６のいずれか１項に記載のアルミニウム合金積層板。
  8. 　前記積層板の板厚が０．３ｍｍ未満の薄肉である請求項１から７のいずれか１項に記載のアルミニウム合金積層板。
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